TWI731623B - 快削性銅合金及快削性銅合金的製造方法 - Google Patents

Abstract

該快削性銅合金含有Cu：多於57.5%且少於64.5%、Si：多於0.20%且少於1.20%、Pb：多於0.001%且少於0.20%、Bi：多於0.10%且少於1.00%、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、Cr的總量少於0.45%，Sn、Al的總量少於0.45%，具有56.3≤f1=[Cu]-4.8×[Si]+0.5×[Pb]+0.5×[Bi]-0.5×[P]≤59.5和0.12≤f2=[Pb]+[Bi]＜1.0的關係，金相組織的構成相具有20≤f3=（α）≤85、15≤f4=（β）≤80、0≤f5=（γ）＜4、8.5≤f6=（[Bi]+[Pb]）^1/2 ×10+[P]^1/2 ×6+（β）^1/2 ×[Si]^1/2 ×0.8+（γ）^1/2 ×0.5≤18.0、0.45≤f7=（（[Bi]+[Pb]）^1/2 -0.05）×（（β）^1/2 -3）×（[Si]^1/2 -0.2））≤3.6的關係，α相內存在以Bi為主成分之粒子。

Description

快削性銅合金及快削性銅合金的製造方法

本發明係關於一種強度高且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。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日於日本申請之日本專利申請2019-116914號、2019年7月12日於日本申請之日本專利申請2019-130143號、2019年7月31日於日本申請之日本專利申請2019-141096號、2019年9月9日於日本申請之日本專利申請2019-163773號、2019年12月11日申請之國際申請PCT/JP2019/048438及2019年12月11日申請之國際申請PCT/JP2019/048455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。

添加於銅合金中之Pb尤其在使用鑽頭之鑽孔加工中發揮極大之效果。近年來，各種設備、零件逐漸小型化，相對於該等零件之微細之鑽孔加工的需求提高。預測資訊家電或醫療設備、汽車零件等各種工業產品的輕、薄、小型化在今後將進一步加速。

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。 在專利文獻1中，藉由在Cu-Zn-Bi合金中添加0.7～2.5mass%的量的Sn而析出γ相，改善了切削性和耐蝕性。

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，獲得了優異之切削性。 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13中提出了通過使Cu-Zn合金含有Si而分散β相以提高冷加工性之內容。 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濃度約為60mass%，相對於此，在該等專利文獻2～9中所記載之Cu-Zn-Si合金中，Cu濃度均為65mass%以上，從經濟性的觀點考慮，期待減少高價之Cu的濃度。 在專利文獻10中，為了不經熱處理而獲得優異之耐蝕性，必須在Cu-Zn-Si合金中含有Sn和Al，並且為了實現優異之切削性，需要大量的Pb或Bi。 在專利文獻11中，記載有Cu濃度約為65mass%以上，且鑄造性、機械強度良好的未含有Pb之銅合金鑄件，藉由γ相而切削性得到改善，並大量含有Sn、Mn、Ni、Sb、B之實施例。

又，在以往的添加有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刀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。

此外，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

[發明所欲解決的問題]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。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。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，以Bi為主成分之粒子係指，包括Bi粒子及含有Bi和Pb這兩者之粒子（Bi和Pb的合金的粒子），係Bi的濃度大於30mass%之粒子，有時稱為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。

[解決問題的技術手段]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。在專利文獻14中，為了改善β相的耐脫鋅腐蝕性，需要含有Sn和Si、在700℃以上的溫度下進行熱擠壓及進行保持溫度為400℃～600℃且400℃～200℃的平均冷却速度為0.2～10℃/秒之熱處理。

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0.5～3μm的大小的P和含有Si、Zn之化合物（例如P-Si、P-Si-Zn、P-Zn、P-Zn-Cu）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Cu-Zn-Si合金含有Bi，則能夠使約0.2～3μm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，係含有多於57.5mass%且少於64.5mass%的Cu、多於0.20mass%且少於1.20mass%的Si、多於0.001mass%且少於0.20mass%的Pb、多於0.10mass%且少於1.00mass%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，前述不可避免之雜質中，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%、將Bi的含量設為[Bi]mass%、將P的含量設為[P]mass%之情況下，具有如下關係： 56.3≤f1=[Cu]-4.8×[Si]+0.5×[Pb]+0.5×[Bi]-0.5×[P]≤59.5； 0.12≤f2=[Pb]+[Bi]＜1.0， 在除非金屬夾雜物以外的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≤f3=（α）≤85； 15≤f4=（β）≤80； 0≤f5=（γ）＜4； 8.5≤f6=（[Bi]+[Pb]）^1/2 ×10+[P]^1/2 ×6+（β）^1/2 ×[Si]^1/2 ×0.8+（γ）^1/2 ×0.5≤18.0； 0.45≤f7=（（[Bi]+[Pb]）^1/2 -0.05）×（（β）^1/2 -3）×（[Si]^1/2 -0.2））≤3.6， α相內存在以Bi為主成分之粒子。

作為本發明的第2態樣之快削性銅合金之特徵為，係含有58.5mass%以上且64.0mass%以下的Cu、多於0.35mass%且少於1.15mass%的Si、0.003mass%以上且0.095mass%以下的Pb、0.12mass%以上且0.49mass%以下的Bi及0.010mass%以上且0.15mass%以下的P，剩餘部分由Zn及不可避免之雜質構成，前述不可避免之雜質中，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%、將Bi的含量設為[Bi]mass%、將P的含量設為[P]mass%之情況下，具有如下關係： 56.8≤f1=[Cu]-4.8×[Si]+0.5×[Pb]+0.5×[Bi]-0.5×[P]≤59.0； 0.15≤f2=[Pb]+[Bi]＜0.50， 並且，在除非金屬夾雜物以外的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： 28≤f3=（α）≤75； 25≤f4=（β）≤72； 0≤f5=（γ）＜2； 10.0≤f6=（[Bi]+[Pb]）^1/2 ×10+[P]^1/2 ×6+（β）^1/2 ×[Si]^1/2 ×0.8+（γ）^1/2 ×0.5≤16.0； 0.6≤f7=（（[Bi]+[Pb]）^1/2 -0.05）×（（β）^1/2 -3）×（[Si]^1/2 -0.2））≤2.4， α相內存在以Bi為主成分之粒子，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，電傳導率為15%IACS以上且至少抗拉強度S（N/mm² ）為430N/mm² 以上，表示前述抗拉強度S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3態樣之快削性銅合金可以為熱加工材料或對熱加工材料實施冷加工而得之材料或實施熱加工、退火及冷加工而得之材料。

作為本發明的第4態樣之快削性銅合金在本發明的第1至3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5態樣之快削性銅合金的製造方法為本發明的第1至4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6態樣之快削性銅合金的製造方法在本發明的第5態樣的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7態樣之快削性銅合金的製造方法在作為本發明的第5、6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、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]-4.8×[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]）^1/2 ×10+[P]^1/2 ×6+（β）^1/2 ×[Si]^1/2 ×0.8+（γ）^1/2 ×0.5 組成/組織關係式f7=（（[Bi]+[Pb]）^1/2 -0.05）×（（β）^1/2 -3）×（[Si]^1/2 -0.2））

本發明的第1實施形態之快削性銅合金含有多於57.5mass%且少於64.5mass%的Cu、多於0.20mass%且少於1.20mass%的Si、多於0.001mass%且少於0.20mass%的Pb、多於0.10mass%且少於1.00mass%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。前述不可避免之雜質中，Fe、Mn、Co及Cr的總量少於0.45mass%且Sn及Al的總量少於0.45mass%。上述組成關係式f1在56.3≤f1≤59.5的範圍內，組成關係式f2在0.12≤f2＜1.0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＜4的範圍內，組成/組織關係式f6在8.5≤f6≤18.0的範圍內，組成/組織關係式f7在0.45≤f7≤3.6的範圍內。α相內存在以Bi為主成分之粒子。

本發明的第2實施形態之快削性銅合金含有58.5mass%以上且64.0mass%以下的Cu、多於0.35mass%且少於1.15mass%的Si、0.003mass%以上且0.095mass%以下的Pb、0.12mass%以上且0.49mass%以下的Bi及0.010mass%以上且0.15mass%以下的P，剩餘部分由Zn及不可避免之雜質構成。前述不可避免之雜質中，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。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0.15≤f2＜0.50的範圍內，組織關係式f3在28≤f3≤75的範圍內，組織關係式f4在25≤f4≤72的範圍內，組織關係式f5在0≤f5＜2的範圍內，組成/組織關係式f6在10.0≤f6≤16.0的範圍內，組成/組織關係式f7在0.6≤f7≤2.4的範圍內。α相內存在以Bi為主成分之粒子，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實施形態之快削性銅合金中，為熱加工材料或對熱加工材料實施冷加工而得之材料或實施熱加工、退火及冷加工而得之材料，電傳導率為15%IACS以上且至少抗拉強度S（N/mm² ）為430N/mm² 以上，表示抗拉強度S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57.5mass%的Cu。在Cu含量為57.5mass%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57.5mass%，較佳為58.0mass%以上，更佳為58.5mass%以上，進一步較佳為59.0mass%以上。 另一方面，若Cu含量為64.5mass%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α相、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64.5mass%，較佳為64.0mass%以下，更佳為63.5mass%以下。約3mass%的含有Pb之快削黃銅棒以JIS標準規定為Cu量的範圍為56.0～63.0mass%，本實施形態亦滿足在經濟方面要求之條件。

（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、高溫變形能力、耐磨損性、耐蝕性、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。又，含有Si會提高鑄造性，降低熱變形阻力，提高熱變形能力。

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0.20mass%的量的Si。Si含量較佳為多於0.35mass%，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、強度越得到提高。 關於熱加工性，藉由含有Si，提高高於500℃之溫度區域內的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，降低變形阻力。 若使由α相和β相構成之Cu-Zn合金含有多於0.20mass%的量的Si，則Bi粒子將存在於α相內。若進一步含有更多的Si，具體而言，含有多於0.35mass%、進一步含有多於0.50mass%的量的Si，則Bi粒子存在於α相內之頻度提高。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且由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。因此，對提高α相的切削性沒有幫助而存在於α相與β相的相界，因此延展性、鑄造性、熱加工性、冷加工性產生問題。在本實施形態中，藉由Si的作用，能夠使Bi粒子存在於α相內，能夠提高α相的切削性，亦促使了其他特性提高。

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1.20mass%，較佳為少於1.15mass%，更佳為1.10mass%以下。儘管還取決於製造程序和Cu濃度、不可避免之雜質的量，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合金含有多於預定量的Si，則以Bi為主成分之粒子（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67mass%、Si為約0.6mass%、Zn為約32mass%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。藉由使提高切削性之Bi粒子存在於α相內，可提高α相的切削性。

若使Cu-Zn的2元合金基體含有第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61mass%、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量亦發生變化。

（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42mass%，較佳為少於約41mass%，多於約32mass%，較佳為多於33mass%。

（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Bi可實現高水準的切削性。在本實施形態的組成中，約0.001mass%量的Pb固熔於基地中，多於該量之Pb作為直徑為約0.1～約3μm的Pb粒子而存在。Pb即使為微量亦對切削性有效果，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，且與金相組織相關，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，主要含有在現階段對人體的影響尚不明確之Bi，因此Pb的含量亦自然而然地需要限制。因此，Pb的含量少於0.20mass%，較佳為0.095mass%以下，更佳為0.080mass%以下。再者，Pb和Bi有時亦會分別單獨存在，但通常會共存（作為Bi和Pb的合金而存在），其中，在本實施形態中，通常Bi的量多於Pb的量，因此作為以Bi為主成分之粒子而存在。即使Bi和Pb共存，亦不會損害Bi、Pb本身的切削性的效果。

（Bi） 在本實施形態中，將對人體有害之Pb的量限制為少於0.20mass%且以高水準的切削性為目標。在本實施形態中，藉由Si的作用，使Bi存在於α相內，藉此改善α相的切削性。此外，加上切削性藉由Si、P得到改善之β相，能夠作為合金而具有高切削性。儘管認為Bi改善切削性之功能比Pb差，但在本實施形態中，查明了Bi發揮等同於Pb以上的效果，而且少量的Bi亦發揮效果。

為了改善α相的切削性，需要α相內存在Bi粒子，並且提高Bi粒子的存在頻度。又，為了實現高度的切削性，至少需要多於0.10mass%的量的Bi。儘管與Pb亦有關係，但Bi含量較佳為0.12mass%以上，更佳為0.15mass%以上。若使組成、金相組織適當，並且含有約1.00mass%或其以上的量的Bi，則可獲得與含有約3mass%的Pb之快削黃銅棒C3604大致同等的切削性，但Bi粒子變粗，還會出現直徑大於5μm者。其結果，合金的延展性和強度降低，Bi提高切削性之效果飽和，鑄造時容易發生破裂。鑑於對人體的影響、切削性的提高效果、對各機械特性的影響、對鑄造性的影響，Bi含量設為少於1.00mass%，較佳為設為0.49mass%以下，進一步較佳為設為0.39mass%以下。藉由使Si、P的含量、β相的量等組成、金相組織的要件（f1～f7）更適當，即使Bi含量為0.39mass%以下，進一步為0.29mass%以下，亦能夠獲得高水準的切削性。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，儘管改善切削性的效果小於Pb，但Bi亦提高合金的切削性。

（P） P在由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，能夠進一步提高含有Si之β相的切削性。又，藉由含有P之情況和製造程序，形成平均直徑約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。外周切削時的三分力、鑽頭切削時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在熱加工中主要固熔於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之化合物很少在α相中析出。若用金屬顯微鏡進行觀察，則含有P之析出物為較小的粒狀且平均粒徑為約0.5～3μm。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，降低切屑分割性，縮短工具壽命，亦阻礙延展性。 關於鑄件，亦在完成凝固之階段，不形成含有P之化合物，而在鑄造後的冷却過程中，在一定臨界溫度範圍內，以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。 又，P藉由與Si一併添加而具有容易使以Bi為主成分之粒子存在於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0.010mass%以上的P，能夠用倍率500倍的金屬顯微鏡觀察到含有P之化合物。 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，切削性反而會變差，延展性和靭性亦降低。因此，P的含量少於0.20mass%，較佳為0.15mass%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，例如關於含有P之化合物，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的量被允許為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，除此之外，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%，進一步較佳為0.15mass%以下。尤其，需要使Fe、Mn、Co、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，進一步較佳為0.25mass%以下。

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、Yb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]-4.8×[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56.3，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56.3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、衝擊特性、耐蝕性。

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。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58.5以下，進一步較佳為58.0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56.3，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。又，熱變形能力產生問題。

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良好之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，以獲得更高水準的切削性為目的。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Bi、Pb係不充分，從而規定為組成關係式f2=[Pb]+[Bi]。 為了獲得高水準的切削性，至少需要f2為0.12以上，較佳為0.15以上，更佳為0.20以上。關於上限，f2越大，切削性越提高，藉由使組成、金相組織適當，f2的值為1.0時，可獲得與含有3mass%的Pb之快削黃銅棒C3604大致同等的切削性。另一方面，Pb對人體有害，Bi對人體的影響尚不明確，因此不得不限制總量。又，隨著f2的值增加，具體而言，當f2成為1.0以上時，延展性、衝擊特性變差，強度亦降低。此外，提高切削性之效果亦開始飽和，在鑄造時容易發生破裂等鑄造性產生問題。因此，f2需要小於1.0，藉由使組成、金相組織更適當，即使f2小於0.70或f2小於0.50，進一步較佳為f2小於0.40，亦能夠獲得高水準的切削性。同時，隨著f2的值減小，延展性、衝擊特性、鑄造性變得良好。此外，鑑於對人體的影響，若使組成、金相組織的要件更加適當，則即使f2的值為0.30以下，亦能夠作為合金而獲得高水準的切削性。

（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。 專利文獻13不含P。 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15%以上之情況、P對提高β相的切削性有效、β相內存在含有微細之P之化合物之情況、以Bi為主成分之粒子存在於α相內之情況。

【表1】

【表2】

	金相組織
第1實施形態	20≤α≤85、15≤β≤80、0≤γ>4
第2實施形態	28≤α≤75、25≤β≤72、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	－
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）＜4 8.5≤f6=（[Bi]+[Pb]）^1/2 ×10+[P]^1/2 ×6+（β）^1/2 ×[Si]^1/2 ×0.8+（γ）^1/2 ×0.5≤18.0 0.45≤f7=（（[Bi]+[Pb]）^1/2 -0.05）×（（β）^1/2 -3）×（[Si]^1/2 -0.2））≤3.6

（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4%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轉矩且改善切屑分割性之作用，但大量的γ相的存在會提高鑽頭切削的推進阻力值。以β相存在15%以上的量（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。若考慮延展性和鑽頭、外周切削的切削阻力，則γ相所佔之比例需要少於4%。此外，γ相的量小於2%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Bi、Pb的含量保持最小限度之同時實現良好之切削性，至少需要β相為15%以上的量，β相的面積率較佳為20%以上，更佳為25%以上，進一步較佳為30%以上。即使γ相的量為0%，若β相以約20%以上的量存在，則能夠具備良好之切削性。在不含Bi之情況下，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，亦能夠維持高水準的切削性且獲得良好之延展性和強度。例如，在含有約1mass%的Si之β相（較佳為β相內存在含有P之化合物）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β相的切削性，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0.25mass%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，β相的面積率較佳為72%以下，更佳為64%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） 關於β相，在本實施形態中的組成範圍內，固熔於β相中之Si的量越增加，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的量較佳為0.25mass%以上，更佳為0.5mass%以上，進一步較佳為0.7mass%以上，最佳為1.0mass%以上。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（%）的1/2次方的（β）^1/2 乘以Si濃度的1/2次方的[Si]^1/2 ，則與合金的切削性很好地匹配。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，亦係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相量為前提，能夠由（β）^1/2 ×[Si]^1/2 表示。

（組成/組織關係式f6、f7） 除組成關係式f1、f2、組織關係式f3～f5以外，組成/組織關係式f6、f7亦為將用於整體獲得優異之切削性和高強度、良好之延展性、衝擊特性之組成的要件和金相組織的要件建立關聯之關係式。關於切削性，f6為用於獲得切削性之加法公式，f7為表示切削性的相互作用、相乘效果之關係式。 在本實施形態的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（β相中的固熔量）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。鑑於對Pb和Bi的量及切削性的影響度，切削性的效果可由Pb和Bi的總量（mass%）的1/2次方整理（表示）。如上所述，β相的量和Si的量能夠由（β）^1/2 ×[Si]^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。此外，關於P的量，考慮含有P之化合物的存在，對切削性的效果亦能夠由P的量（mass%）的1/2次方整理。從對該等因素進行深入研究之結果導出各項的係數，並將該係數乘以各項而獲得f6。f6為對切削性的效果的加法公式。 f6=（[Bi]+[Pb]）^1/2 ×10+[P]^1/2 ×6+（β）^1/2 ×[Si]^1/2 ×0.8+（γ）^1/2 ×0.5 在f6中，為了獲得優異之切削性，至少需要為8.5以上，f6較佳為9.2以上，更佳為10.0以上，進一步較佳為11.0以上。另一方面，關於上限，考慮切削性的效果逐漸大致飽和之情況和合金的延展性、強度、冷加工性、衝擊特性，f6為18.0以下，較佳為16.0以下，從減小（[Bi]+[Pb]）^1/2 的項之觀點考慮，更佳為14.0以下。

另一方面，切削性的相互作用、相乘作用以Pb和Bi的總量（f2）、β相的量及Si的量的積為對象。在此，考慮Pb和Bi的總量開始發揮效果之量為約0.002mass%之情況、β相開始發揮效果之量為約9%之情況及Si開始發揮效果之量為約0.04mass%之情況，成為以下關係式。 f7=（（[Bi]+[Pb]）^1/2 -0.05）×（（β）^1/2 -3）×（[Si]^1/2 -0.2）） f7為Pb和Bi的項、β相的項及Si的項的積，因此若其中1項過小，則無法滿足f7。進行深入研究之結果，為了獲得高水準的切削性，f7需要為0.45以上，較佳為0.6以上，更佳為0.8以上，進一步較佳為1.0以上。若f7大於3.6，則切削性飽和，另一方面，合金的延展性、強度、冷加工性、衝擊特性降低。f7為3.6以下，較佳為3.0以下，從減小Pb+Bi的項之方面考慮，更佳為2.4以下，進一步較佳為2.0以下。 如上所述，將包括組成的因子：（[Bi]+[Pb]）、[Si]、[P]、金相組織的因子：（β）、（γ）之加法公式：f6、乘法公式：f7設定在較窄之範圍內，亦即，使組成的要件、金相組織的要件適當而滿足這兩個式，才能夠具備優異之切削性、良好之各機械性質。尤其，藉由使除（[Bi]+[Pb]）以外之組成的要件、金相組織的要件更適當，能夠減小（[Bi]+[Pb]）。又，若f6、f7落入較佳之範圍內，則能夠具備更加優異之切削性、良好之各機械性質。

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、以Bi和Pb為主成分之粒子、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0.5～3.0μm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、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，但在存在於α相內之情況下，視為包括在α相中。另一方面，由Si或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，α相的存在使β相晶粒變細，在切削時α相與硬質的β相的相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，從合金的延展性的方面考慮，α相的量需要20%以上，較佳為28%以上，更佳為36%以上。另一方面，為了獲得高水準的切削性，α相的量的上限至少為85%以下，較佳為75%以下，更佳為70%以下，進一步較佳為65%以下。若α相多，則切削性得到改善之β相的量減少，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/短邊大於4之橢圓形），則α相的分散變差，針狀的長邊長之α相將妨礙切削。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，若熱加工溫度高，則長邊/短邊為4以下之粒狀的α相晶粒所佔之比例會減少。 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。

（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（四捨五入），則最佳為（α）+（β）+（γ）=100。

（α相內存在之Bi粒子（以Bi為主成分之粒子）） 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。為了獲得更高水準的切削性，需要提高α相的切削性。在本實施形態的合金中，藉由Si，容易使平均約0.3～3μm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。 Bi幾乎不固熔於銅合金中，當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的熔點低，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0.2mass%、多於0.35mass%、多於0.5mass%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時同等的效果。再者，為了大幅改善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0.10mass%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，常溫下的延展性、加工性得到改善。又，鑄造時產生之破裂亦減少，砂眼等的鑄件缺陷大幅減少。

（P和Si、Zn的化合物的存在） 藉由含有Si，β相的切削性得到較大之改善，藉由含有P、P固熔於β相中，切削性得到進一步改善。此外，依據製造條件，藉由使由平均粒徑為約0.3～約3μm的P和Si、Zn形成之含有P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，藉由由該等P化合物進一步提高切削性之β相和由Bi粒子的存在提高切削性之α相的組合，將成為切削性的更優異之合金。又，藉由使含有P之化合物存在於β相內，還能夠減少Pb、Bi的量（本實施形態的課題之一）。

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，而會以慢於熱加工後的冷却時的臨界冷却速度之速度生成。又，因此，熱加工後的冷却速度變得重要，需要以50℃/分鐘以下的平均冷却速度對530℃至450℃的溫度區域進行冷却。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℃/分鐘以上為較佳，0.3℃/分鐘以上為更佳。 在鑄件的情況下亦相同，在凝固後的高溫狀態下，不存在含有P之化合物，而藉由以50℃/分鐘以下的平均冷却速度冷卻530℃至450℃的溫度區域，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-63.0mass%Cu-1.08mass%Si-0.056mass%P-0.005mass%Pb-0.27mass%Bi合金，係在640℃下進行熱鍛且將530℃至450℃的冷却速度設為10℃/分鐘者。 如圖1所示，用金屬顯微鏡在α相內觀察到存在輪廓且約0.5～3μm的大小的Bi粒子。又，觀察到看起來較黑且較小的粒狀的約0.5～1.5μm的大小的含有P之化合物大量存在於β相內。又，α相晶粒的晶粒粒徑為約12μm，α相晶粒的形狀：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100%，係適合提高切削性之金相組織。

（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

以2000倍的倍率對（1）藉由量產設備在580℃下熱擠壓成φ24mm之試樣（Zn-63.0mass%Cu-1.08mass%Si-0.056mass%P-0.005mass%Pb-0.27mass%Bi合金）、（2）在640℃下對與前述（1）相同組成的合金進行熱鍛而得之試樣及（3）在實驗室中，在590℃下擠壓成φ24mm之試樣（Zn-59.5mass%Cu-0.51mass%Si-0.055mass%P-0.026mass%Pb-0.26mass%Bi合金）拍攝二次電子像、組成像，並用X射線微分析儀對α、β、γ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^-8 A的條件下進行的。將結果示於表3～5。

從表3～5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，分析由Zn-63.0mass%Cu-1.08mass%Si-0.056mass%P-0.005mass%Pb-0.27mass%Bi合金形成之γ相之結果，Cu為60mass%，Si為3mass%，Zn為37mass%。 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-63.0mass%Cu-1.08mass%Si-0.056mass%P-0.005mass%Pb-0.27mass%Bi合金（步驟No. A1）
	Cu	Zn	Si
α相	65.5	33.5	0.8
β相	60.0	38.5	1.2

【表4】

Zn-63.0mass%Cu-1.08mass%Si-0.056mass%P-0.005mass%Pb-0.27mass%Bi合金（步驟No. F1）
	Cu	Zn	Si
α相	65.5	33.5	0.8
β相	60.5	38.0	1.3

【表5】

Zn-59.5mass%Cu-0.51mass%Si-0.055mass%P-0.026mass%Pb-0.26mass%Bi合金（步驟No. C1）
	Cu	Zn	Si
α相	62.5	37.0	0.4
β相	57.0	42.0	0.6

（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6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7。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6】

	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	0.00	0.01	0.00	100	0
合金B	50%β黃銅	58.1	41.9	0.00	0.01	0.00	52	48
合金C	β黃銅	54.0	46.0	0.00	0.01	0.00	0	100
合金D	0.6Si α黃銅	68.3	31.0	0.60	0.01	0.00	100	0
合金E	0.5Si β黃銅	56.6	42.8	0.52	0.01	0.00	0	100
合金F	1.0Si β黃銅	58.7	40.2	1.00	0.01	0.00	0	100
合金G	P+0.5Si β黃銅	56.6	42.8	0.51	0.01	0.05	0	100
合金H	P+1.0Si β黃銅	58.5	40.4	1.00	0.01	0.05	0	100

【表7】

	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	D	28	26	30	D
合金B	44	39	D	49	46	52	D
合金C	51	41	D	61	53	68	D
合金D	35	36	D	33	30	35	D
合金E	68	69	D	67	62	72	D
合金F	72	75	D	69	64	74	D
合金G	76	80	C	72	70	73	C
合金H	82	89	B	74	73	75	B

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6及表7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）。 表7的外周切削的切削阻力相當於實施例中記載之合力（切削性指數）。表7的鑽孔切削的轉矩、推力、綜合分別相當於實施例中記載之轉矩指數、推力指數、鑽孔指數。切屑的評價基準與實施例相同。

與不含Si之α相相比，調整Cu、Zn的量且不含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，含有0.5mass%的Si之β單相合金（合金E）的切削性“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相的切削性得到大幅改善。亦即，當β相中的Si的量為約0.25mass%時，開始對切削性發揮較大之效果，當Si的量為約0.5mass%時，對切削性的效果變得明確，依據合金H的結果，認為當Si的量為約1.0mass%時，對切削性的效果變得更加顯著。因此，在本實施形態中，β相中的Si的固熔量為0.3mass%以上為較佳，0.5mass%以上或0.7mass%以上為進一步較佳。

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%。依據是否含有P，外周切削的切削阻力提高了約14%，鑽頭鑽孔切削下的轉矩提高了約9%。外周切削的切削阻力及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“D”提高至“B”。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顯著改善。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。

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，切削性“綜合”指數提高60%以上，切屑可分割。

由表3、4、7可知，β單相合金G、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430N/mm² 以上的高強度材料為較佳。抗拉強度更佳為470N/mm² 以上，進一步較佳為510N/mm² 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/mm² ，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。 係熱加工材料和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（依據情況反覆進行冷加工和熱處理）且最終以30%以下的加工率進行冷加工而得之材料。若將冷加工率設為[R]%，則在不進行冷加工之情況下，[R]=0，抗拉強度S（N/mm² ）較佳為（430+8×[R]）N/mm² 以上，更佳為（470+8×[R]）N/mm² 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（抗拉強度S）與延展性（伸展率E）的平衡之特性關係式f8=S×（100+E）/100為580以上為較佳。f8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大50以上，進一步大90以上，強度與延展性之間的平衡優異。

與熱擠壓棒等經熱加工之材料相比，鑄件存在成分偏析，晶粒亦大，包括一些微小缺陷。因此，據說鑄件“脆”、“脆弱”，在韌性、延展性的評價中，期待衝擊值高。另一方面，據說切削時的切屑分割性優異之材料需要某種脆性。衝擊特性和切削性在某方面為相反之特性。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。需要具備良好之韌性、延展性。鑄件的強度與固熔於β相、α相中之Si的量相關，藉由在β相中含有多於約0.25mass%的Si，可獲得高強度。如上所述，鑄件容易產生成分偏析或微小缺陷，難以合理地評價強度。在本實施形態中，作為強度的評價方法，採用硬度（維氏硬度），作為韌性的評價，採用衝擊試驗值（U凹口）。

為了藉由銅合金鑄件實現高強度，維氏硬度至少為100Hv以上為較佳。維氏硬度更佳為110Hv以上。硬度和抗拉強度具有相關關係，維氏硬度100Hv相當於約400N/mm² ，維氏硬度110Hv相當於約420N/mm² 。含有Pb之黃銅鑄件、CAC202（代表組成：67Cu-2Pb-剩餘Zn）、CAC203（代表組成：60Cu-2Pb-剩餘Zn）的維氏硬度分別為約60Hv、約70Hv，因此本實施形態的快削性銅合金的鑄件的強度處於高水準。 如上所述，鑄件不僅需要為高強度，而且還需要為耐衝擊之強韌之材料。為此，在U凹口試驗片上進行夏比衝擊試驗（Charpy impact test）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40J/cm² 以上。另一方面，例如，若夏比衝擊試驗值大於90J/cm² ，則所謂材料的黏度增加，因此切削阻力提高，切屑容易相連等切削性變差。

（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、其他高傳導性的構件/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相對提高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1mass%、Cu量為約59mass%、Zn量為約40mass%之β相具有非常優異之切削性。 第2，當使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3μm的Bi粒子存在於α相內。將切削性差之α相變更為切削性得到大幅改善之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。再者，確認到即使為Bi和Pb共存（Bi和Pb的合金）之粒子、亦即以Bi為主成分之粒子，亦不損害切削性。 第3，查明Pb主要作為平均約0.2～約3μm的大小的Bi和Pb共存之粒子、亦即以Bi為主成分之粒子而存在，發揮提高切屑的分割性且降低切削阻力之效果。

第4，當使Cu-Zn-Si合金中含有P時，P優先存在於β相內，進一步提高了β相的切削性。又，查明若對製造程序下功夫，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，則與不存在含有P之化合物者相比，可進一步降低切削阻力，同時提高切屑的分割性能。

第5，查明在本實施形態的快削性銅合金中生成之γ相對優異之切屑分割性有效。專利文獻與本實施形態的快削性銅合金中，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，為了減少在環境等方面存在問題之Pb及Bi的量，藉由明確切削性、β相的量、合金中的Si的量、固熔於β相中之Si的量、P的量、存在於β相內之含有P之化合物、γ相的量，包括各機械特性在內使該等更適當，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，本實施形態的快削性銅合金亦製成為在低於650℃之溫度的約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。

（鑄造性） 在本實施形態中，還以獲得無疵之鑄件為目標，期待鑄件無破裂，微小缺陷少，成分偏析少。關於鑄造破裂，第1要點係低熔點金屬是否在凝固後的高溫狀態下作為融體存在，在存在低熔點金屬之情況下，取決於其量和在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/冷却過程中，將基地中的作為以融體存在之低熔點金屬之Bi、Pb的總量限制為少於1.0mass%且以Bi為主成分之粒子存在於α相內，因此不易導致鑄造破裂。又，若滿足本實施形態的組成、各種關係式，則由於含有大量的在高溫下具有優異之延展性之β相，因此能夠彌補少量含有之低熔點金屬導致之不良影響，不存在鑄件破裂的問題。再者，在三元相圖中，無法讀取凝固溫度範圍。關於成分偏析，與凝固溫度範圍相關，若凝固溫度範圍為較窄之範圍、例如為25℃以下，則不易產生成分偏析。

在本實施形態中，鑄件的課題為保持微小缺陷最小。微小缺陷容易在最終凝固部中產生。藉由優質之鑄造方案，最終凝固部大部分停留在冒口的部分，但還會有跨越到鑄件本體之情況及最終凝固部存在於鑄件本體（依據鑄件的形狀）中之情況。關於微小缺陷，能夠藉由Tatur試驗在實驗室中確認，在本實施形態的鑄件的情況下，發現Tatur試驗的結果、Cu、Si的量及組成關係式f1、以及凝固溫度範圍具有密切關係。

發現若Cu量成為64.5mass%以上或Si量成為1.2mass%以上，則微小缺陷在最終凝固部增加，若組成關係式f1大於59.5，則微小缺陷增加。又，若凝固溫度範圍、亦即（液相線溫度-固相線溫度）高於25℃，則鑄造時的縮孔（shrinkage cavities）及微小缺陷顯著呈現，無法獲得無疵之鑄件（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，則可獲得進一步無疵之鑄件。

＜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℃的溫度區域內的冷卻速度之影響。

（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。在鑄造及鑄件產品的製造中，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、緩冷卻、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。

（鑄件製造） （澆鑄（鑄造）） 所澆鑄之（所鑄造之）鑄件大致分為2種類型。一種係熱擠壓或熱軋等熱加工用大型圓柱狀、長方體鑄錠。另一種係不經熱加工而在切削加工之後成為最終產品之鑄件，作為最終產品，例如可舉出水龍頭金屬零件或水錶等。兩者皆不得在鑄件中存在致命缺陷。 前者為大型，但形狀簡單，可簡單去除最終凝固部，藉由最佳之鑄造條件，容易獲得相對無疵之鑄件（鑄錠）。後者通常為產品形狀複雜者，材料本身的鑄造性的好壞發揮較大作用。 關於後者，作為鑄件的製造方法，有壓鑄、模具（包括連續鑄造）、砂模、脫蠟等各種鑄造方法，凝固後的鑄件的冷却速度大致由鑄件的厚度和形狀、模具和砂模的材質、厚度等確定。冷却速度的變更能夠藉由冷却方法或保溫等方法實現。另一方面，在凝固後的冷却過程中，發生各種金相組織的變化，金相組織依據冷却速度發生較大之變化。金相組織的變化表示構成相的種類、該等構成相的量較大地發生變化。 如上所述，澆鑄/凝固後的冷却速度依據所澆鑄之銅合金的重量、厚度、砂模、模具等鑄模的材質發生各種變化。例如，通常，在由銅合金或鐵合金製作之模具中鑄造以往的銅合金鑄件之情況下，澆鑄後，在約700℃以下的溫度下從模具中移出鑄件，強制進行冷却、氣冷或緩冷卻，以約5～約200℃/分鐘的平均冷却速度進行冷却。 另一方面，在砂模的情況下，儘管還取決於鑄件的大小或砂模的材質、大小，但澆鑄於砂模中之銅合金以約0.05～約30℃/分鐘的平均冷却速度進行冷却。在本實施形態的快削性銅合金鑄件中，在澆鑄之後、剛凝固之後，例如在800℃的高溫狀態下，金相組織為β相單相。在之後的冷却中，生成並形成α相、γ相、κ相、μ相等各種相。作為一例，若冷却速度在450℃至800℃的溫度區域內快，則β相增加，若冷却速度在低於450℃之溫度區域內慢，則容易生成γ相。 難以依據鑄件的方案（鑄造方案）、鑄件的形狀等大幅變更冷却速度，但在不經熱加工而在切削加工之後成為最終產品之鑄件的情況下，在澆鑄之後，將530℃至450℃的溫度範圍內的平均冷却速度調整為0.1℃/分鐘以上且50℃/分鐘以下進行冷却。藉此，形成含有P之化合物。 另一方面，在鑄件的後步驟中進行熱加工之情況下，鑄件加熱至530℃以上。若以530℃以上的溫度對鑄件進行加熱，則與P的化合物的存在無關地，大部分P在鑄件的階段固熔。在熱加工後的冷却過程中，藉由將530℃至450℃的溫度範圍內的平均冷却速度調整為0.1℃/分鐘以上且50℃/分鐘以下進行冷却，形成含有P之化合物。因此，在實施熱加工之情況下，在鑄件的階段，P的化合物的存在並不重要。 其結果，切屑分割作用提高且切削阻力降低。

（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。含有P之析出物的分佈變差，長邊長且粗大之α相晶粒阻礙切削，切削性略微變差。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℃的溫度區域內的平均冷却速度設定為50℃/分鐘以下、較佳為45℃/分鐘以下而進行冷却。藉由將平均冷却速度限制在50℃/分鐘以下，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℃/分鐘以上為較佳，0.3℃/分鐘以上為更佳。 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℃/分鐘，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，成為鍛造產品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且含有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相的晶粒的大小越小，α相晶粒的形狀從針狀變為粒狀，強度提高，強度與延展性之間的平衡得到改善，並且切削性得到改善。

又，藉由對熱鍛後的冷却速度下工夫，能夠獲得具備切削性等各特性之材料。亦即，在熱鍛後的冷却過程中，將530℃至450℃的溫度區域內的平均冷却速度設定為50℃/分鐘以下、較佳為45℃/分鐘以下而進行冷却。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，藉此能夠進一步提高合金的切削性。再者，為了抑制在冷却過程中產生化合物的粗化，前述的平均冷却速度的下限設為0.1℃/分鐘以上為較佳，設為0.3℃/分鐘以上為進一步較佳。

（3）熱軋 熱軋係對鑄錠進行加熱，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℃的溫度區域內的平均冷却速度為0.1℃/分鐘以上且50℃/分鐘以下為較佳，更佳為0.3℃/分鐘以上或45℃/分鐘以下。

（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，需要將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。前述的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、卷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2%～約30%的加工率對熱擠壓材料實施冷拉伸，依據情況實施矯正加工、低溫退火。 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，能夠提高合金的強度。藉由對熱加工材料組合冷加工和熱處理，即使其順序顛倒，亦能夠掌握高強度、延展性、衝擊特性之間的平衡，能夠依據用途獲得重視強度、重視延展性和韌性之特性。再者，冷加工幾乎不影響切削性。

（低溫退火） 在棒、線、鍛造產品、軋材、鑄件中，有時以殘留應力的去除、棒材的矯正（棒材的線性度）、金相組織的調整和改善為主要目的，在最終步驟中以再結晶溫度以下的溫度對棒材、線材、鍛造產品、軋材、鑄件進行低溫退火。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300≤退火條件式f9=（T-200）×（t）^1/2 ≤2000的條件為較佳。若退火條件式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，則材料的強度因再結晶而降低。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，儘管取決於合金組成，但若在250℃以上且430℃以下保持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。基本製造步驟有時還會不包括鑄造、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，以切削性的同等以上之程度越重視冷加工性。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、組成/組織關係式f6、f7，因此即使Pb及Bi的含量少，亦能夠獲得優異之切削性，且熱加工性優異，強度高，強度與延展性之間的平衡優異，鑄造性亦良好。

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8～10。又，將製造步驟示於表11～16。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～A3、AH1、AH2、A4、A5、A10） 如表11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24mm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11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、A4、A5中，擠壓溫度為580℃，在步驟No.A3、AH2中，擠壓溫度為620℃，在步驟No.AH1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℃/分鐘，在步驟No.AH2中為70℃/分鐘。在除步驟No.A3、AH2、A10以外的步驟中，前述平均冷却速度為30℃/分鐘。

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以外的步驟中，在冷態下從直徑24.0mm拉伸至直徑23.4mm（加工率4.9%）。此外，在步驟No.A4、A5中，使用步驟No.A1的原材料，分別在310℃且100分鐘、350℃且60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，將530℃至450℃的平均冷却速度設定為20℃/分鐘。步驟No.A10的素材用於鍛造實驗。

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）^1/2 T：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.S1實施步驟No.A4、A5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～C3、CH1、CH2、C10） 如表12所示，在實驗室中，以預定的成分比熔解了原料。還故意製作了添加有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.S20～S41、S101～S114）。 再者，還從實際操作之熔解爐獲得熔融金屬，有意地添加Fe、Sn等雜質，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.S1.1～S1.7）。 對該坯料進行加熱，在步驟No.C1、C10中將擠壓溫度設為590℃，在步驟No.C2、CH2中設為620℃，在步驟No.CH1中設為680℃，擠壓成直徑24mm的圓棒。在步驟No.CH2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℃/分鐘，在步驟No.C1、C2、CH1中設為25℃/分鐘。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。 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℃/分鐘，作為鍛造用原材料。

（步驟No.D） 在步驟No.D1中，從實驗室的熔解爐獲得熔融金屬，並澆鑄於內徑45mm的模具中。如表13所示，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℃/分鐘，作為步驟No.F的鍛造用原材料。

（步驟No.E） 如表14所示，步驟No.E1為包括退火之步驟。主要為例如直徑7mm以下的細棒材的步驟，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.E1中，藉由冷拉伸使步驟No.C1的直徑24mm的素材成為20.0mm，在480℃下進行60分鐘熱處理，接著藉由冷拉伸使直徑成為19.0mm。

（步驟No.F1～F4、FH1、fH2） 如表15所示，將在步驟No.A10、C10、D1中獲得之直徑45mm的圓棒切斷成180mm的長度。橫向放置該圓棒，用熱鍛壓能力150噸的壓機鍛造成厚度16mm。自剛熱鍛造成預定的厚度之後（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15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、F2、F3、FH1、FH2中，將熱鍛溫度分別改變為640℃、600℃、625℃、690℃、640℃而實施了步驟。在冷却過程中，在步驟No.F1中將530℃至450℃的溫度區域內的冷却速度設為10℃/分鐘，在步驟No.F2、F3、FH1中設為28℃/分鐘，在步驟No.FH2中設為70℃/分鐘，實施了冷却。再者，在步驟No.F4中，使用步驟No.F1的鍛造產品在340℃、40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。

（步驟No.G1～G3、GH1） 在實驗室中，以預定的成分比熔解了原料。此時，考慮實際操作，有意地添加了Fe、Sn等不可避免之雜質。又，將熔融金屬澆鑄於內徑35mm、深度200mm的鑄模中。 鑑於實際鑄造，在鑄件成為約700℃時，從模具中取出試樣，藉由自然冷却、保溫或強制冷却將650℃至550℃的溫度區域、530℃至450℃的溫度區域及430℃至350℃的溫度區域內的平均冷却速度設定為4個值中的任一個，冷卻至室溫。將冷却條件的一覽示於表16。關於溫度測定，使用接觸溫度計測定鑄件的溫度，將各溫度區域內的平均冷却速度調整為預定的值。

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17～29。

（金相組織的觀察） 藉由以下方法觀察了金相組織，並藉由圖像分析法測定了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、鍛造產品。接著，對表面進行鏡面拋光（mirror face polishing），並用過氧化氫水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的大小的相，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。

與含有P之化合物相同地，用金屬顯微鏡觀察了Bi粒子。從金屬顯微鏡照片中，可清楚地區分Bi粒子和含有P之化合物。關於區分Bi粒子和Pb粒子（包括以Pb為主成分之粒子），Bi粒子為圓形，Pb較軟，因此Pb粒子藉由拋光呈粒子被拉伸之樣相，從而能夠區分。在難以區分兩者之情況下，用EPMA等具備分析功能之電子顯微鏡進行了判斷。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“B”（good）。即使Bi粒子存在於α相內，在存在於α相與β相的邊界之情況下，亦判定為不存在於α相內。在α相內不存在Bi粒子之情況下，評價為“D”（poor）。

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^-8 A的條件下進行。 在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“B”（good）。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“C”（fair）。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“D”（poor）。關於本實施形態的含有P之化合物的存在，設為亦包括“C”者。在表中，將含有P之化合物的存在評價的結果示於“β相中的P化合物的有無”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430N/mm² 以上、更佳為470N/mm² 以上、進一步較佳為510N/mm² 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/mm² ）、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。

（硬度/衝擊值） 在鑄件中，使用維氏硬度計以荷載49kN對各試驗材料的硬度進行了測定。為了具有高強度，若較佳為100Hv以上、更佳為110Hv以上，則可以說在快削性銅合金鑄件中係非常高之水準。 衝擊試驗選取了遵照JIS Z 2242之U凹口試驗片（凹口深度2mm、凹口底半徑1mm）。用半徑2mm的衝擊刀片進行夏比衝擊試驗，測定了衝擊值。若以夏比衝擊試驗值計為至少25J/cm² 以上，則韌性、所謂“脆性”沒有問題。

（熔點測定/鑄造性試驗） 使用了在製作鑄件試驗片時使用之熔融金屬的剩餘部分。將熱電偶放入熔融金屬中，求出了液相線溫度、固相線溫度，並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，對在最終凝固部及其附近是否存在孔、砂眼等缺陷進行了詳細檢查（Tatur試驗（Tatur Shrinkage Test））。 具體而言，如圖3的截面模式圖所示，切斷了鑄件，以獲得包括最終凝固部之縱截面。藉由400號為止的金剛砂紙對試樣的截面進行拋光，並使用硝酸顯現出巨觀組織，以使更容易理解缺陷部分。接著，藉由浸透瑕疵試驗調查了是否存在微米水準的缺陷。

如下評價了鑄造性。在截面中，在距最終凝固部及其附近的表面3mm以內出現了缺陷指示花紋，但在距最終凝固部及其附近的表面超出3mm之部分未出現缺陷之情況下，將鑄造性評價為“B”（良、good）。在距最終凝固部及其附近的表面6mm以內出現了缺陷指示花紋，但在距最終凝固部及其附近的表面超出6mm之部分未產生缺陷之情況下，將鑄造性評價為“C”（可、fair）。在距最終凝固部及其附近的表面超出6mm之部分產生缺陷之情況下，將鑄造性評價為“D”（不良、poor）。

藉由優質之鑄造方案，最終凝固部大致為冒口的部分，但有時會跨越到鑄件本體中。在本實施形態的合金鑄件的情況下，Tatur試驗的結果與凝固溫度範圍具有密切關係。在凝固溫度範圍為15℃以下或20℃以下之情況下，鑄造性通常評價為“B”。在凝固溫度範圍高於25℃之情況下，鑄造性通常評價為“D”。若凝固溫度範圍為25℃以下，則鑄造性的評價為“B”或“C”。又，若不可避免之雜質的量多，則凝固溫度範圍變寬，鑄造性的評價變差。

＜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、鑄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。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。 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1mm之切屑之情況評價為“A”（優異、excellent）。將生成平均長度為1mm以上且小於3mm的切屑之情況評價為“B”（良好、good）。以切屑形狀，將生成平均長度為3mm以上且小於10mm的切屑之情況評價為“C”（可、fair）。將生成平均長度為10mm以上的切屑之情況憑藉“D”（poor）。再者，最初生成之切屑在評價中除外。在本實施形態中，以具備高水準的切削性之合金為目標，因此依據前述外周切削條件，僅將“A”、“B”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，因此以約70的切削性指數為界（邊界值）對本實施形態中的切削性的評價基準進行了評價。在本實施形態中，以高水準的切削性為目標，因此若切削性指數為85以上，則評價為切削性優異（評價：A、excellent）。若切削性指數為75以上且小於85，則評價為切削性良好（評價：B、good）。若切削性指數為66以上且小於75，則評價為切削性可（評價：C、fair）。若切削性指數小於66，則評價為切削性不可（評價：D、poor）。 若為同等的強度，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。依據前述外周切削條件，僅將“A”、“B”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15mm。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。 將含有1.08mass%的Si、0.27mass%的Bi、0.005mass%的Pb、0.056mass%的P、在640℃下進行熱鍛、以Bi為主成分之粒子存在於α相內、存在含有P之化合物之試驗No.T09（合金No.S1）的切屑的外觀示於圖2。試驗No.T09（合金No.S1）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，將以切屑平均計生成切屑形狀為半卷以下的切屑之情況評價為“A”（優異、excellent）。將生成切屑形狀長於半卷且1卷以下的切屑之情況評價為“B”（良好、good）。將生成切屑形狀長於1卷且2卷以下的切屑之情況評價為“C”（可、fair）。將生成切屑形狀長於2卷的切屑之情況評價為“D”（poor）。再者，最初生成之切屑除外。在本實施形態中，以高水準的鑽孔加工性為目標，因此依據前述鑽頭切削條件，僅將“A”、“B”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，以約70的切削性指數為界（邊界值）進行了評價。詳細而言，若鑽孔指數為78以上，則評價為切削性優異（評價：A、excellent）。若鑽孔指數為72以上且小於78，則評價為切削性良好（評價：B、good）。若鑽孔指數為67以上且小於72，則評價為切削性可（評價：C、fair）。若切削性指數小於67，則評價為切削性不可（評價：D、poor）。在本實施形態中，以高水準的鑽孔加工性為目標，因此依據前述鑽頭切削條件，僅將“A”、“B”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） 藉由切削使步驟No.A1、步驟No.C1、步驟No.C10的各棒材及步驟No.D的鑄件材料的直徑成為15mm，切斷成25mm的長度。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噸的熱軋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/mm² 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/mm² 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/mm² 以下之情況下，將熱加工性評價為“B”（良好、good）。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，有條件地將熱加工性評價為“C”（可、fair）。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，將熱加工性評價為“D”（不合適、poor）。將評價結果示於表17、19、21、23、25及27。

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/mm² 。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/mm² 。

【表8】

【表9】

【表10】

【表11】

步驟A：實機製造步驟（直接擠壓）
步驟 No.	熱擠壓	冷拉伸	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	24	580	30	0	－	－	－
A2	24	580	30	4.9	－	－	－
A3	24	620	40	4.9	－	－	－
AH1	24	680	30	4.9	－	－	－
AH2	24	620	70	4.9	－	－	－
A4	24	580	30	4.9	310	100	1100	使用步驟A1的原材料 進行低溫退火
A5	24	580	30	4.9	350	60	1162	使用步驟A1的原材料 進行低溫退火
A10	45	570	20		－	－	－	至步驟F （鍛造原材料）
*530℃至450℃的冷卻速度

【表12】

步驟C：實驗室擠壓
	熱擠壓	冷加工	低溫退火	備註
步驟 No.	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
CH1	24	680	25	0	－	－	－
CH2	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13】

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14】

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
拉伸材料 直徑（mm）	加工率 （%）	溫度 （℃）	時間 （分鐘）	拉伸材料 直徑（mm）	加工率 （%）
E1	C1	24.0	20.0	31	480	60	19.0	10

【表15】

工程F：在實驗室中熱鍛
步驟 No.	原材料 （前步驟）	熱鍛	低溫退火
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	40	885
FH1	A10,C10	690	28
FH2	A10,C10	640	70
*530℃至450℃的冷卻速度

【表16】

步驟 No.	鑄造時的平均冷卻速度（℃/分鐘）
650～550℃	530～450℃	430～350℃
G1	40	30	25
G2	70	42	30
G3	8	5	2
GH1	80	65	50

【表17】

試驗 No.	合金 No.	步驟 No.	金相組織	熱加工性
f3	f4	f5	f6	f7	α相中的 Bi粒子 的有無	β相中的 P化合物 的有無	β相中的 Si量 （mass%）
T01	S1	A1	52	48	0	12.4	1.56	B	B	1.2	B
T02	A2	53	47	0	12.4	1.54	B	B	1.3	-
T03	A3	47	53	0	12.7	1.70	B	B	1.2	-
T04	AH1	45	55	0	12.8	1.76	B	B	1.2	-
T05	AH2	43	57	0	12.9	1.81	B	C	1.2	-
T06	A4	54	44	1.7	12.8	1.45	B	B	1.2	-
T07	A5	56	41	2.9	12.8	1.35	B	B	1.2	-
T08	E1	57	43	0	12.1	1.42	B	B	1.2	-
T09	F1	50	50	0	12.5	1.62	B	B	1.3	-
T10	F2	51	49	0	12.5	1.59	B	B	1.3	-
T11	F4	53	45	1.8	12.9	1.48	B	B	1.2	-
T12	FH1	43	57	0	12.9	1.81	B	B	1.2	-
T13	FH2	42	58	0	13.0	1.84	B	C	1.2	-
T14	S1.1	C1	51	49	0	12.5	1.59	B	B	1.2	B
T15	S1.2	C1	53	47	0	12.3	1.52	B	B	1.2	B
T16	S1.3	C1	55	45	0	12.2	1.48	B	B	1.2	B
T17	S1.4	C1	60	40	0	11.9	1.32	B	-	1.1	B
T18	S1.5	C1	52	47	0.8	12.8	1.53	B	B	1.2	B
T19	S1.6	C1	55	43	1.7	12.8	1.42	B	B	1.2	B
T20	S1.7	C1	58	38	3.8	12.8	1.26	B	B	1.1	B

【表18】

試驗 No.	合金 No.	步驟 No.	特性	車床	鑽頭
導電率 （%IACS）	抗拉強度 （N/mm2 ）	伸展率 (%)	f8	切屑	合力	切屑	扭矩 指數	推力 指數	鑽孔 指數
T01	S1	A1	15.8	530	32	700	A	94	A	82	85	84
T02	A2	15.8	573	27	728	A	93	A	83	84	84
T03	A3	16.0	588	25	735	A	94	A	83	83	83
T04	AH1	16.1	554	25	693	A	93	A	79	83	81
T05	AH2	15.9	594	23	731	A	90	B	78	82	80
T06	A4	16.0	592	19	704	A	93	A	85	83	84
T07	A5	16.1	580	18	684	A	90	A	84	80	82
T08	E1	15.7	642	17	751	A	89	B	78	80	79
T09	F1	15.9	522	34	699	A	94	A	81	85	83
T10	F2	15.8	540	33	718	A	95	A	82	83	83
T11	F4	16.1	525	25	656	A	92	A	84	81	83
T12	FH1	16.1	511	28	654	A	91	B	80	82	81
T13	FH2	16.1	559	30	727	B	89	B	78	83	81
T14	S1.1	C1	15.7	535	30	696	A	94	A	83	84	84
T15	S1.2	C1	15.5	540	28	691	A	93	A	81	81	81
T16	S1.3	C1	15.3	541	25	676	A	90	B	78	79	79
T17	S1.4	C1	14.9	529	18	624	B	84	C	73	74	74
T18	S1.5	C1	15.8	530	26	668	A	93	A	84	80	82
T19	S1.6	C1	15.5	523	24	649	A	91	A	82	79	81
T20	S1.7	C1	15.4	497	16	577	B	85	B	77	72	75

【表19】

試驗 No.	合金 No.	步驟 No.	金相組織	熱加工性
f3	f4	f5	f6	f7	α相中的 Bi粒子 的有無	β相中的 P化合物 的有無	β相中的 Si量 (mass%)
T101	S20	C1	49	51	0	12.9	1.63	B	B	0.8	B
T102	C2	45	55	0	13.0	1.74	B	B	0.8	－
T103	CH1	40	60	0	13.3	1.87	B	B	0.7	－
T104	CH2	41	59	0	13.2	1.84	B	C	0.8	－
T105	F1	48	52	0	12.9	1.66	B	B	0.7	－
T106	F2	46	54	0	13.0	1.71	B	B	－	－
T107	F4	50	50	0	12.8	1.60	B	B	－	－
T108	FH1	39	61	0	13.3	1.90	B	B	0.7	－
T109	FH2	40	60	0	13.3	1.87	B	C	0.7	－
T110	S21	C1	40	60	0	11.2	1.18	B	B	0.6	B
T111	C2	37	63	0	11.3	1.23	B	B	0.6	－
T112	F1	38	62	0	11.3	1.21	B	B	0.6	－
T113	F2	37	63	0	11.3	1.23	B	B	0.6	－
T114	F4	39	61	0	11.2	1.20	B	B	0.7	－
T115	FH1	32	68	0	11.5	1.31	B	B	0.6	－
T116	FH2	33	67	0	11.4	1.29	B	C	0.6	－

【表20】

試驗 No.	合金 No.	步驟 No.	特性	車床	鑽頭
導電率 （%IACS）	抗拉強度 （N/mm2 ）	伸展率 (%)	f8	切屑	合力	切屑	扭矩 指數	推力 指數	鑽孔 指數
T101	S20	C1	19.9	525	29	677	A	95	A	85	86	86
T102	C2	20.0	510	28	653	A	94	A	84	86	85
T103	CH1	20.2	500	25	625	A	92	B	81	85	83
T104	CH2	20.2	529	28	677	A	92	B	80	84	82
T105	F1	20.1	514	32	678	A	94	A	83	85	84
T106	F2	19.9	528	31	692	A	95	A	86	86	86
T107	F4	19.9	525	33	698	A	94	A	84	85	85
T108	FH1	20.4	501	28	641	A	92	B	82	84	83
T109	FH2	19.7	533	27	677	A	91	B	80	85	83
T110	S21	C1	21.5	517	26	651	A	90	A	80	81	81
T111	C2	21.7	510	25	638	A	89	A	79	82	81
T112	F1	21.5	510	31	668	A	90	A	80	81	81
T113	F2	21.6	524	30	681	A	91	A	82	82	82
T114	F4	21.5	514	32	678	A	90	A	81	80	81
T115	FH1	21.7	501	28	641	B	88	B	78	81	80
T116	FH2	21.3	530	27	673	B	85	B	76	79	78

【表21】

試驗 No.	合金 No.	步驟 No.	金相組織	熱加工性
f3	f4	f5	f6	f7	α相中的 Bi粒子 的有無	β相中的 P化合物 的有無	β相中的 Si量 (mass%)
T117	S21.1	F3	36	64	0	11.3	1.23	B	B	0.6	B
T118	S21.2	F1	39	61	0	11.2	1.20	B	B	0.6	B
T119	S21.3	F1	41	59	0	11.1	1.15	B	B	0.6	B
T120	S21.4	F1	45	55	0	11.0	1.10	B	B	0.5	B
T121	S22	C1	46	54	0	11.9	1.17	B	B	0.5	B
T122	F3	45	55	0	11.9	1.19	B	B	0.5	－
T123	S22.2	G1	45	55	0	11.8	1.19	B	B	0.5	－
T124	G2	40	60	0	12.0	1.28	B	B	－	－
T125	G3	51	49	0	11.6	1.08	B	B	0.5	－
T126	GH1	35	65	0	12.2	1.36	B	C	0.4	－
T127	S23	C1	63	37	0	15.4	2.12	B	B	1.2	B
T128	S24	C1	56	44	0	12.9	1.70	B	B	1.2	B
T129	C2	52	48	0	13.2	1.83	B	B	1.1	－
T130	S25	C1	58	42	0	14.1	1.78	B	B	0.9	B
T131	S26	C1	48	52	0	11.5	1.30	B	B	1.2	B
T132	C3	49	50	0.9	11.8	1.26	B	B	1.2	－
T133	F1	47	53	0	11.5	1.32	B	B	1.3	－
T134	F4	48	50	1.3	11.9	1.26	B	B	1.2	－

【表22】

試驗 No.	合金 No.	步驟 No.	特性	車床	鑽頭
導電率 （%IACS）	抗拉強度 （N/mm2 ）	伸展率 (%)	f8	切屑	合力	切屑	扭矩 指數	推力 指數	鑽孔 指數
T117	S21.1	F3	21.6	508	28	650	A	89	A	80	80	80
T118	S21.2	F1	21.2	512	30	666	A	88	A	79	77	78
T119	S21.3	F1	21.1	513	28	657	A	86	B	77	76	77
T120	S21.4	F1	20.9	508	23	625	B	81	C	71	72	72
T121	S22	C1	22.8	488	27	620	A	92	A	81	83	82
T122	F3	22.9	492	28	630	A	92	A	81	82	82
T123	S22.2	G1	22.8	－	－	－	A	91	A	80	84	82
T124	G2	23.5	－	－	－	A	93	A	80	85	83
T125	G3	22.7	－	－	－	A	90	B	78	82	80
T126	GH1	23.6	－	－	－	A	87	B	76	82	79
T127	S23	C1	17.6	480	23	590	A	99	A	89	94	92
T128	S24	C1	17.4	523	31	685	A	95	A	85	87	86
T129	C2	17.5	515	30	670	A	93	A	84	86	85
T130	S25	C1	19.7	486	25	608	A	97	A	87	90	89
T131	S26	C1	16.3	540	30	702	A	90	A	79	82	81
T132	C3	16.3	542	27	688	A	90	A	81	81	81
T133	F1	16.3	532	33	708	A	91	A	79	81	80
T134	F4	16.6	536	31	702	A	90	A	81	79	80

【表23】

試驗 No.	合金 No.	步驟 No.	金相組織	熱加工性
f3	f4	f5	f6	f7	α相中的 Bi粒子 的有無	β相中的 P化合物 的有無	β相中的 Si量 (mass%)
T135	S26.1	C1	50	49	0.9	11.8	1.24	B	B	1.2	B
T136	S26.2	C1	54	42	3.5	11.8	1.07	B	B	1.1	B
T137	S26.3	F3	45	55	0	11.6	1.35	B	B	1.2	B
T138	S26.4	G1	47	53	0	11.4	1.31	B	B	1.2	－
T139	G2	41	59	0	11.8	1.44	B	B	－	－
T140	G3	52	47	0.8	11.6	1.18	B	B	－	－
T141	GH1	37	63	0	12.0	1.52	B	C	1.2	－
T142	S26.5	G3	53	44	2.1	11.7	1.12	B	B	1.2	－
T143	S26.6	G3	60	35	4.9	11.5	0.91	B	B	1.1	－
T144	S27	C1	54	46	0	10.9	1.14	B	B	0.9	B
T145	S28	C1	50	50	0	11.1	1.14	B	B	1	B
T146	S29	F1	63	37	0	9.8	0.81	B	B	0.8	B
T147	FH2	55	45	0	10.2	0.97	B	C	－	－
T148	S30	C1	61	39	0	10.1	0.63	B	B	－	B
T149	S30.1	C1	63	37	0	9.9	0.58	B	B	－	B
T150	S30.2	C1	67	33	0	9.9	0.54	B	B	－	B

【表24】

試驗 No.	合金 No.	步驟 No.	特性	車床	鑽頭
導電率 （%IACS）	抗拉強度 （N/mm2 ）	伸展率 (%)	f8	切屑	合力	切屑	扭矩 指數	推力 指數	鑽孔 指數
T135	S26.1	C1	16.0	525	27	667	A	89	A	80	77	79
T136	S26.2	C1	15.8	497	16	577	B	83	B	75	70	73
T137	S26.3	F3	16.4	522	28	668	A	90	B	78	81	80
T138	S26.4	G1	16.3	－	－	－	A	90	A	79	82	81
T139	G2	16.4	－	－	－	A	92	A	80	82	81
T140	G3	16.3	－	－	－	B	89	A	80	77	79
T141	GH1	16.6	－	－	－	B	86	B	76	79	78
T142	S26.5	G3	16.3	－	－	－	B	86	A	79	73	76
T143	S26.6	G3	16.2	－	－	－	B	78	B	74	68	71
T144	S27	C1	19.0	515	30	670	A	90	A	79	82	81
T145	S28	C1	17.8	531	29	685	A	89	A	78	82	80
T146	S29	F1	20.1	478	34	641	B	87	B	77	81	79
T147	FH2	20.1	497	31	651	B	84	B	73	80	77
T148	S30	C1	23.2	463	35	625	B	84	B	75	79	77
T149	S30.1	C1	22.5	460	33	612	B	82	B	74	77	76
T150	S30.2	C1	22.7	452	27	574	C	74	D	68	72	70

【表25】

試驗 No.	合金 No.	步驟 No.	金相組織	熱加工性
f3	f4	f5	f6	f7	α相中的 Bi粒子 的有無	β相中的 P化合物 的有無	β相中的 Si量 (mass%)
T151	S31	C1	54	46	0	8.8	0.61	B	B	0.4	B
T152	S32	F2	24	76	0	9.6	0.78	B	B	－	B
T153	S33	C1	74	26	0	9.3	0.59	B	B	－	B
T154	C2	68	32	0	9.7	0.74	B	B	0.8	－
T155	S34	C1	55	45	0	9.5	0.57	B	B	0.3	B
T156	S34.1	G1	53	47	0	9.5	0.57	B	B	0.3	－
T157	G3	58	42	0	9.3	0.51	B	B	－	－
T158	S35	C1	46	54	0	8.9	0.57	B	B	0.4	B
T159	S36	C1	51	49	0	9.2	0.90	B	C	0.8	B
T160	S37	C1	50	50	0	11.3	1.01	B	B	1.2	B
T161	S38	C1	78	22	0	10.4	0.71	B	B	－	B
T162	C3	80	17	2.3	10.6	0.47	B	B	－	－
T163	S39	C1	56	44	0	11.5	1.03	B	B	0.9	B
T164	S40	C1	52	48	0	10.9	1.03	B	D	0.4	B
T165	S41	C1	82	18	0	10.5	0.47	B	B	1.4	B

【表26】

試驗 No.	合金 No.	步驟 No.	特性	車床	鑽頭
導電率 （%IACS）	抗拉強度 （N/mm2 ）	伸展率 (%)	f8	切屑	合力	切屑	扭矩 指數	推力 指數	鑽孔 指數
T151	S31	C1	23.4	458	34	614	B	81	B	74	78	76
T152	S32	F2	23.3	507	22	619	A	87	B	78	78	78
T153	S33	C1	20.1	462	36	628	B	80	B	72	77	75
T154	C2	20.3	469	34	628	B	82	B	74	78	76
T155	S34	C1	24.2	442	35	597	B	79	B	75	76	76
T156	S34.1	G1	24.3	－	－	－	B	79	B	73	77	75
T157	G3	24.2	－	－	－	B	76	B	72	77	75
T158	S35	C1	23.0	492	30	640	B	82	B	74	75	75
T159	S36	C1	20.3	522	29	673	B	77	B	72	75	74
T160	S37	C1	16.7	524	29	676	A	89	A	79	81	80
T161	S38	C1	16.1	473	37	648	B	80	B	72	76	74
T162	C3	16.3	477	27	606	B	78	B	76	72	74
T163	S39	C1	19.2	503	28	644	A	90	A	79	81	80
T164	S40	C1	23.2	471	26	593	B	82	B	75	77	76
T165	S41	C1	16.8	455	38	628	B	78	B	73	75	74

【表27】

試驗 No.	合金 No.	步驟 No.	金相組織	熱加工性
f3	f4	f5	f6	f7	α相中的 Bi粒子 的有無	β相中的 P化合物 的有無	β相中的 Si量 (mass%)
T201	S101	C1	13	87	0	8.8	0.78	B	B	0.3	C
T202	S102	C1	49	51	0	7.7	0.32	B	B	0.2	B
T203	F1	48	52	0	7.7	0.33	D	B	－	－
T204	S103	C1	46	54	0	8.0	0.47	B	B	－	B
T205	F1	45	55	0	8.0	0.48	B	B	0.4	－
T206	S104	C1	57	43	0	7.5	0.54	B	D	－	B
T207	S105	C1	88	12	0	8.6	0.09	B	B	0.6	D
T217	G3	84	16	0	8.9	0.20	B	B	0.6	－
T208	S106	C3	76	18	5.9	10.0	0.41	B	B	1.5	B
T209	S106.1	G3	75	19	5.6	10.1	0.45	B	B	1.6	－
T210	S107	C3	80	14	5.8	10.3	0.27	B	B	1.5	C
T211	S108	C1	52	48	0	8.8	0.39	B	B	0.3	B
T212	S109	C1	74	26	0	8.5	0.31	B	B	0.4	B
T213	S110	C1	32	68	0	8.6	0.45	B	B	0.3	B
T214	S111	C1	52	48	0	9.3	0.06	D	D	0.06	B
T215	F1	54	46	0	9.2	0.06	D	D	－	－
T216	S112	C1	29	71	0	18.7	4.16	B	B	1.1	B
T218	S113	C1	73	27	0	8.1	0.42	B	B	0.7	B
T219	S114	C1	53	47	0	8.2	0.26	D	C	0.13	B

【表28】

試驗 No.	合金 No.	步驟 No.	特性	車床	鑽頭
導電率 （%IACS）	抗拉強度 （N/mm2 ）	伸展率 (%)	f8	切屑	合力	切屑	扭矩 指數	推力 指數	鑽孔 指數
T201	S101	C1	24.1	520	14	593	A	89	B	77	78	78
T202	S102	C1	25.2	420	31	550	D	66	C	66	72	69
T203	F1	25.3	424	32	560	D	67	D	67	73	70
T204	S103	C1	23.6	469	34	628	C	72	C	70	73	72
T205	F1	23.8	477	37	653	C	74	C	71	72	72
T206	S104	C1	23.2	454	38	627	D	68	D	68	74	71
T207	S105	C1	21.8	410	40	574	D	67	D	67	74	71
T217	G3	21.8	－	－	－	D	70	D	69	74	72
T208	S106	C3	13.8	504	14	575	C	75	B	78	69	74
T209	S106.1	G3	13.7	－	－	－	C	76	B	77	70	74
T210	S107	C3	14.7	496	15	570	D	68	C	75	68	72
T211	S108	C1	24.2	447	33	595	D	71	C	70	73	72
T212	S109	C1	22.9	419	37	574	C	71	D	66	74	70
T213	S110	C1	23.6	499	24	619	C	72	C	70	74	72
T214	S111	C1	27.1	408	28	522	C	69	C	69	71	70
T215	F1	26.9	404	30	525	C	68	D	68	72	70
T216	S112	C1	16.4	524	12	587	A	99	A	91	93	92
T218	S113	C1	20.6	448	37	614	C	73	C	72	71	72
T219	S114	C1	25.4	417	31	546	D	65	D	64	70	67

【表29】

試驗 No.	合金 No.	步驟 No.	鋳物
衝擊值 （J/cm2 ）	維氏硬度 (Hv)	凝固溫度範圍	鑄造性
T123	S22.2	G1	50	119	10	B
T124	G2	42	122
T125	G3	52	115
T126	GH1	36	125
T138	S26.4	G1	51	127	14	B
T139	G2	40	131
T140	G3	39	129
T141	GH1	42	136
T142	S26.5	G3	32	138	18	C
T143	S26.6	G3	23	143	25	D
T156	S34.1	G1	65	113	14	B
T157	G3	80	108
T217	S105	G3	95	83	32	D
T209	S106.1	G3	18	148	26	D

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，以Bi為主成分之粒子存在於α相內，可獲得如下熱加工材料（熱擠壓材料、熱鍛材料）及鑄造性良好之鑄件：藉由含有少量的Pb和Bi獲得高水準的切削性，在約600℃下具有良好之熱加工性，具有15%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.S1、S20～S41）。

2）當Cu的量多於64.5mass%時，γ相增加，伸展率降低，切削性亦差（合金No.S107）。 3）當Si的量少於0.20mass%時，即使含有預定量的Bi、Pb，切削性亦差，抗拉強度亦低。認為原因為，固熔於β相中之Si的量少且因Si少而以Bi為主成分之粒子不存在於α相內。當Si含量為1.2mass%以上時，γ相增加，伸展率降低。又，鑄造性亦變差（合金No.S102、S106、S111、S114）。 4）當不含P時，切削性差。當含有多於0.001mass%的量的P時，切削性得到改善。又，當存在含有P之化合物而且能夠用金屬顯微鏡觀察到含有P之化合物時，切削性進一步提高。認為含有P之化合物存在於β相內，提高了β相的切削性，提高了作為合金之切削性。即使在含有P且無法用金屬顯微鏡觀察到含有P之化合物之情況下，切削性的評價為良好，但與能夠用金屬顯微鏡觀察到含有P之化合物之情況相比，切削性略差（例如合金No.S104、S36、S40、步驟No.C1、CH2、FH2）。 5）當Bi量少於0.10mass%時，未能實現高水準的切削性。當Bi的量多於0.50mass%時，抗拉強度、伸展率略微降低，平衡指數f8略微變差（合金No.S110、S23、S25、S40、S112）。

6）確認到即使含有可在實際操作中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.S1～S1.7、S20～S36）。當含有多於不可避免之雜質的較佳之範圍之量的Fe、Mn、Co或Cr時，認為形成了Fe、Mn等與Si的金屬間化合物。其結果，認為存在Fe等與Si的化合物且有效地發揮作用之Si濃度減少而切削性變差。此外，含有P之化合物的性質亦有可能因含有Fe等而發生了變化。又，伸展率略微降低，平衡指數f8降低（合金No.S1.4、S21.4、S30.2）。認為當含有多於不可避免之雜質的較佳之範圍的量的Sn、Al時，γ相出現或增加，或者，β、γ相的性質發生變化。其結果，伸展率值減少，平衡指數f8變差，切削性變差。又，凝固溫度範圍變寬，鑄造性變差，衝擊值亦降低（合金No.S1.7、S26.2、S26.6）。

7）當α相中存在以Bi為主成分之粒子時，切削性良好。即使含有0.5mass%的量的Bi，Si少於預定量，並且α相中不存在以Bi為主成分之粒子者的切削性亦差（合金No.S1、S20～S28、S102、S111、S114）。 8）當組成關係式f1小於56.3時，伸展值降低。當f1大於59.5時，切削性變差，抗拉強度降低。又，凝固溫度範圍高於25℃，鑄造性差。又，兩者的600℃下的熱加工性皆變差（合金No.S101、S105）。 9）當f1為56.8以上時，伸展率值、衝擊值提高。當f1為59.0以下時，切削性得到改善，抗拉強度提高（例如合金No.S20～S40）。

10）當組成關係式f2為0.5以上時，切削性非常良好。當關係式f3～f7的條件在較佳之範圍內時，獲得大於約95的數值的外周切削的切削性指數。即使f2為0.5以上，當Si含量少時，切削性亦差。此外，伸展率值略微降低，平衡指數f8略低（合金No.S20、S23、S25、S111、S112）。 11）即使f2小於0.5，當Si量多於0.35mass%且組成/組織關係式f6、f7在較佳之範圍內時，亦即，當f6的值為10.0以上且f7的值為0.6以上、尤其Si量多於0.50mass%、f6為11.0以上且f7為1.0以上時，外周切削的切削性指數成為約90以上，切屑被細分割。在本實施形態中，認為重要的是，提高切削性之項的加法公式（f6）和表示切削性的相互作用之式（f7）（合金No.S1、S20～S22、S24、S26～S28、S37）。

12）當γ相為約1%時，轉矩指數降低，鑽頭切削得到改善。即使γ相為0%，只要β相的量為約20%以上且滿足關係式f1～f7，則亦獲得良好之切削性、高強度（例如合金No.S1、S38等）。當γ相的比例大於4%時，切削性變差，伸展率值降低，平衡指數f8低（例如合金No.S26.6、S106）。 13）當β相的量少且α相的量多時，切削性差，強度低。隨著β相的量增加，切削性得到改善，強度亦提高（合金No.S105、S33、S41）。 14）當β相的量多且α相的量少時，伸展率降低。當α相的量增加時，伸展率恢復（合金No.S101、S32）。

15）當不滿足f6、f7時，即使滿足組成、其他關係式，亦未能獲得令人滿意之切削性（合金No.S103、S108、S109、S113）。 15-1）當f6、f7大時，切削性良好，但伸展率降低，平衡指數f8變差（合金No.S112）。 15-2）確認到β相中至少含有0.3mass%以上的Si，並確認到儘管還取決於其他要件，但隨著β相中的Si的量成為0.5mass%以上、0.7mass%以上、1.0mass%以上，具備更良好之切削性、更高強度，平衡指數f8得到改善（合金No.S1～S41）。 16）當滿足f1時，在600℃表現出良好之熱加工性，在低於600℃之溫度下完成了熱擠壓、熱鍛。當熱加工溫度高於650℃時，抗拉強度略微降低，切削性和強度/伸展率的平衡略微變差（例如合金No.S1、S20、S21、步驟No.AH1、CH1、FH2）。

17）依據熱加工條件，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.S1、各步驟）。 18）關於鑄件，當滿足組成、關係式f1～f7時，切削性的評價為“良”以上，為100HV以上。鑄造性與f1密切相關，尤其當f1在較佳之範圍內時，凝固溫度範圍窄，表現出良好之鑄造性。以鑄件為素材之鍛造產品亦表現出與以擠壓材料為素材之鍛造產品相同之切削性、機械性質（步驟No.D1、F3）。 19）在熱擠壓後、熱鍛後、鍛造後的530℃至450℃的平均冷却速度中，約50℃/分鐘為在金相組織觀察下是否存在含有P之化合物之邊界值。當存在含有P之化合物時，切削性提高（步驟No.A1、AH2、C1、CH2、F1、FH2）。 20）當在熱處理條件式f9成為1100～1162之條件下對熱加工材料進行低溫退火並測定彎曲時，獲得彎曲少至每米0.1mm以下的棒材。依據低溫退火的條件，存在析出γ相之合金，轉矩指數提高（合金No.S1、步驟No.A4、A5）。

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、組成/組織關係式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，熱加工性、切削性優異，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、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、消火栓、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。 圖3係在Tatur試驗中澆鑄於Tatur模具中之鑄件的截面說明圖。

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 (8)

1. 一種快削性銅合金，其特徵為，係含有多於57.5mass%且少於64.5mass%的Cu、多於0.20mass%且少於1.20mass%的Si、多於0.001mass%且少於0.20mass%的Pb、多於0.10mass%且少於1.00mass%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，前述不可避免之雜質中，Fe、Mn、Co及Cr的總量少於0.45mass%且Sn、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%、將Bi的含量設為[Bi]mass%、將P的含量設為[P]mass%之情況下，具有如下關係：56.3

   

   f1=[Cu]-4.8×[Si]+0.5×[Pb]+0.5×[Bi]-0.5×[P]

   

   59.5；及，0.12

   

   f2=[Pb]+[Bi]<1.0，在除非金屬夾雜物以外的金相組織的構成相中，以α相、β相、γ相、δ相、ε相、ζ相、η相、κ相、μ相、χ相的10種金屬相為對象，並將α相的面積率設為(α)%、將β相的面積率設為(β)%、將γ相的面積率設為(γ)%、將δ相的面積率設為(δ)%、將ε相的面積率設為(ε)%、將ζ相的面積率設為(ζ)%、將η相的面積率設為(η)%、將κ相的面積率設為(κ)%、 將μ相的面積率設為(μ)%、將χ相的面積率設為(χ)%，並且(α)+(β)+(γ)+(δ)+(ε)+(ζ)+(η)+(κ)+(μ)+(χ)=100之情況下，具有如下關係：20

   

   f3=(α)

   

   85；15

   

   f4=(β)

   

   80；0

   

   f5=(γ)<4；8.5

   

   f6=([Bi]+[Pb])^1/2×10+[P]^1/2×6+(β)^1/2×[Si]^1/2×0.8+(γ)^1/2×0.5

   

   18.0；及，0.45

   

   f7=(([Bi]+[Pb])^1/2-0.05)×((β)^1/2-3)×([Si]^1/2-0.2))

   

   3.6，α相內存在以Bi為主成分之粒子。
2. 一種快削性銅合金，其特徵為，係含有58.5mass%以上且64.0mass%以下的Cu、多於0.35mass%且少於1.15mass%的Si、0.003mass%以上且0.095mass%以下的Pb、0.12mass%以上且0.49mass%以下的Bi及0.010mass%以上且0.15mass%以下的P，剩餘部分由Zn及不可避免之雜質構成，前述不可避免之雜質中，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%、將Bi 的含量設為[Bi]mass%、將P的含量設為[P]mass%之情況下，具有如下關係：56.8

   

   f1=[Cu]-4.8×[Si]+0.5×[Pb]+0.5×[Bi]-0.5×[P]

   

   59.0；及，0.15

   

   f2=[Pb]+[Bi]<0.50，並且，在除非金屬夾雜物以外的金相組織的構成相中，以α相、β相、γ相、δ相、ε相、ζ相、η相、κ相、μ相、χ相的10種金屬相為對象，並在將α相的面積率設為(α)%、將β相的面積率設為(β)%、將γ相的面積率設為(γ)%、將δ相的面積率設為(δ)%、將ε相的面積率設為(ε)%、將ζ相的面積率設為(ζ)%、將η相的面積率設為(η)%、將κ相的面積率設為(κ)%、將μ相的面積率設為(μ)%、將χ相的面積率設為(χ)%，並且(α)+(β)+(γ)+(δ)+(ε)+(ζ)+(η)+(κ)+(μ)+(χ)=100之情況下，具有如下關係：28

   

   f3=(α)

   

   75；25

   

   f4=(β)

   

   72；0

   

   f5=(γ)<2；10.0

   

   f6=([Bi]+[Pb])^1/2×10+[P]^1/2×6+(β)^1/2×[Si]^1/2×0.8+(γ)^1/2×0.5

   

   16.0；及，0.6

   

   f7=(([Bi]+[Pb])^1/2-0.05)×((β)^1/2-3)×([Si]^1/2-0.2))

   

   2.4，α相內存在以Bi為主成分之粒子，且β相內存在含 有P之化合物。
3. 如請求項1或請求項2所述之快削性銅合金，其中電傳導率為15%IACS以上且至少抗拉強度S(N/mm²)為430N/mm²以上，表示前述抗拉強度S與伸展率E(%)之間的平衡之f8=S×(100+E)/100為580以上。
4. 如請求項1或2所述之快削性銅合金，其係用於汽車零件、電氣零件、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、飲料用零件、排水用器具、排水用零件、工業用配管零件。
5. 一種快削性銅合金的製造方法，其係請求項1至請求項4之任一項所述之快削性銅合金的製造方法，其特徵為，係包括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℃的溫度區域內的平均冷却速度為0.1℃/分鐘以上且50℃/分鐘以下。
6. 如請求項5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。
7. 如請求項5所述之快削性銅合金的製造方法，其進一步包括在前述熱加工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。
8. 如請求項6所述之快削性銅合金的製造方法，其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。

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