TWI751825B - 快削性銅合金及快削性銅合金的製造方法 - Google Patents

快削性銅合金及快削性銅合金的製造方法 Download PDF

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Abstract

該快削性銅合金含有Cu：超過59.7%且小於64.7%、Si：超過0.60%且小於1.30%、Pb：超過0.001%且小於0.20%、Bi：超過0.001%且小於0.10%、P：超過0.001%且小於0.15%，剩餘部分由Zn及不可避免的雜質構成，Fe、Mn、Co及Cr的總量小於0.45%，Sn和Al的總量小於0.45%，56.7≤Cu-4.7×Si+0.5×Pb+0.5×Bi-0.5×P≤59.7，0.003≤Pb+Bi＜0.25，在0.003≤Pb+Bi＜0.08之情況下，0.02≤Bi/（Pb+Bi）≤0.98，在0.08≤Pb+Bi＜0.13之情況下，0.01≤Bi/（Pb+Bi）≤0.40或0.85≤Bi/（Pb+Bi）≤0.98，在0.13≤Pb+Bi＜0.25之情況下，0.01≤f3=Bi/（Pb+Bi）≤0.33，金相組織由α相和β相構成，17≤β≤75，7.0≤（Bi+Pb-0.001）1/2 ×10+（P-0.001）1/2 ×5+（β-8）1/2 ×（Si-0.2）1/2 ×1.3≤16.0。

Description

快削性銅合金及快削性銅合金的製造方法
本發明係有關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。本發明係有關一種用於汽車零件、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的零件之快削性銅合金及快削性銅合金的製造方法。作為具體的零件名稱，可舉出閥、接頭、旋塞、水龍頭、水龍頭配件、齒輪、軸、軸承、旋轉軸、套筒、錠子、感測器、螺栓、螺帽、蝸齒輪、端子、接觸喇叭、擴口螺帽、筆尖、嵌入式螺帽、蓋型螺帽、控制閥、關斷閥、逆止閥、接管、墊片、螺絲等，本發明係有關一種用於該等待切削的零件之快削性銅合金及快削性銅合金的製造方法。 本申請係主張基於2019年12月11日申請之國際申請PCT/JP2019/048438、2019年12月11日申請之國際申請PCT/JP2019/048455、2019年12月23日申請之國際申請PCT/JP2019/050255及2020年2月17日申請之國際申請PCT/JP2020/006037的優先權，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的器具/零件、具體的零件名稱為閥、接頭、齒輪、感測器、螺帽、螺絲等之零件通常使用了具備優異的切削性之Cu-Zn-Pb合金（所謂的快削黃銅棒、鍛造用黃銅、鑄物用黃銅）或Cu-Sn-Zn-Pb合金（所謂的青銅鑄物：砲銅）。 Cu-Zn-Pb合金係含有56～65mass%的Cu和1～4mass%的Pb，剩餘部分為Zn。Cu-Sn-Zn-Pb合金係含有80～88mass%的Cu、2～8mass%的Sn及1～8mass%的Pb，剩餘部分為Zn。
然而，近年來，顧忌到Pb對人體和環境造成之影響，與Pb相關的法規的動向在各國變得活躍起來。例如，在美國加州，自2010年1月起頒布了將飲用水器具等中所含之Pb含量限制在0.25mass%以下之法規。在美國以外的國家，該法規的動向亦較快，要求開發出應對Pb含量的法規之銅合金材料。
又，在其他工業領域、汽車、電氣/電子設備、機械等工業領域，例如，在歐洲的ELV法規、RoHS法規中，快削性銅合金的Pb含量被例外地認可至4mass%，但與飲用水領域相同地，正在積極討論加強Pb含量的法規，包括廢除例外情況在內。
在加強這樣的快削性銅合金的Pb法規之動向中，提倡（1）代替Pb而含有具有切削性（切削性能、切削性功能）之Bi和依據情況與Bi一併含有之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相提高切削性之Cu-Zn合金、或（3）代替Pb而含有大量具有切削性之γ相、κ相之Cu-Zn-Si合金、Cu-Zn-Sn合金、以及（4）含有大量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，在Cu-Zn合金中添加約1.0～2.5mass%的Sn和約1.5～2.0mass%的Bi，使γ相析出，藉此改善了耐蝕性和切削性。
然而，關於代替Pb而含有Bi之合金，存在較多問題，包括：Bi在切削性方面比Pb差；Bi與Pb相同地有害於環境和人體；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之問題；等。 又，如專利文獻1所示，即使在Cu-Zn-Sn合金中使γ相析出，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，儘管β相有助於改善切削性，但β相與Pb相比，切削性差，因此始終無法代替含有Pb之快削性銅合金。 因此，作為快削性銅合金，例如在專利文獻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，主要藉由具有由Cu濃度為69～79mass%、Si濃度為2～4mass%的Cu、Si濃度高的合金形成之γ相、依據情況添加之κ相的優異的切削性，在不含Pb或含有少量的Pb之情況下實現了優異的切削性。藉由分別含有0.3mass%以上、0.1mass%以上的量的Sn、Al，進一步增加及促進具有切削性之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含量來簡單地規定γ相、κ相的總含有面積，得到優異的快削性。 專利文獻5中提出了一種Cu-Zn-Si合金中含有Fe之銅合金。 專利文獻6中提出了一種Cu-Zn-Si合金中含有Sn、Fe、Co、Ni、Mn之銅合金。
專利文獻7中提出了一種在Cu-Zn-Si合金中具有含有κ相之α相基質且限制了β相、γ相及μ相的面積率之銅合金。 專利文獻8中提出了一種在Cu-Zn-Si合金中具有含有κ相之α相基質且限制了β相及γ相的面積率之銅合金。 專利文獻9中提出了一種在Cu-Zn-Si合金中規定了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Cu-Zn-Si合金中添加有Sn及Al之銅合金。 專利文獻11中提出了一種在Cu-Zn-Si合金中藉由使γ相顆粒狀地分布於α相及β相的相界之間來提高切削性之銅合金。 專利文獻14中提出了一種Cu-Zn合金中添加有Sn、Pb、Si之銅合金。
在此，在上述Cu-Zn-Si合金中，如專利文獻13及非專利文獻1中所記載，已知即使將組成限定於Cu濃度為60mass%以上、Zn濃度為40mass%以下、Si濃度為10mass%以下，亦會存在10種金屬相（除基質α相以外，還存在β相、γ相、δ相、ε相、ζ相、η相、κ相、μ相、χ相），若依據情況包括α’、β’、γ’，則存在13種金屬相。進而，依據經驗眾所周知，若添加元素增加，則金相組織會變得更複雜，有可能會出現新的相或金屬間化合物，又，會在由平衡狀態圖獲得之合金與實際上生產之合金之間，在所存在的金屬相的構成上產生較大偏差。進而，眾所周知，該等相的組成係依據銅合金的Cu、Zn、Si等的濃度及加工熱歷史亦發生變化。
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，從經濟性的觀點出發，期待減少昂貴的Cu的濃度。 在專利文獻10中，為了在不進行熱處理之情況下獲得優異的耐蝕性，需要使Cu-Zn-Si合金含有Sn和Al，且為了實現優異的切削性，需要大量Pb或Bi。 在專利文獻11中，記載了如下實施例：銅合金鑄物的Cu濃度為約65mass%以上，其鑄造性、機械強度良好且不含Pb，利用γ相來改善切削性，且含有大量Sn、Mn、Ni、Sb、B。
又，以往的添加有Pb之快削性銅合金中，要求至少在一晝夜之內不發生切削問題、進而在一晝夜之內不更換切削工具或調整刀具的研磨等之情況下，能夠高速地進行外周切削或鑽孔加工等切削加工。儘管還要考慮切削難度，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，使Cu-Zn-Si合金含有Fe，但Fe和Si形成比γ相硬而脆的Fe-Si的金屬間化合物。該金屬間化合物係存在如下問題：在進行切削加工時縮短切削工具的壽命，在進行研磨時形成硬點而導致外觀缺陷等。又，Fe與添加元素亦即Si結合，Si作為金屬間化合物而被消耗，因此會降低合金的性能。 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化合而產生硬而脆的金屬間化合物。因此，與專利文獻5相同地，會在進行切削或研磨時發生問題。
[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1]美馬源次郎、長谷川正治：伸銅技術研究會雜誌，2（1963），P.62～77
本發明係為了解決該先前技術的問題而完成者，其課題為提供一種熱加工性優異、強度高且強度與韌性之間的平衡優異、大幅減少鉛的含量之切屑分斷性優異的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，則熱加工材料包括熱擠壓材料、熱鍛材料、熱軋材料。冷加工性是指，拉伸、拉線、軋製、填縫、彎曲等在冷間進行之加工的性能。良好且優異的切削性是指，在進行使用車床之外周切削時，切削阻力低，切屑的分斷性良好或優異。切屑的分斷性良好是指，在進行切削時產生之切屑的長度分斷成約1mm～約50mm的長度，在本說明書中是指，當觀察切屑的剖面時，切屑剖面為曲折形狀，產生容易分斷之切屑。曲折形狀的切屑剖面係表示如材料被剪斷破壞時般發生了直線的破壞，將該切屑亦稱為剪斷型切屑。將切屑剖面不是曲折形狀且凹凸少的切屑稱為連續型切屑。傳導性是指電導性、熱導性。又，β相包括β’相，γ相包括γ’相，α相包括α’相。相的面積率係有時簡單地描述為量。冷卻速度是指一溫度範圍內的平均冷卻速度。進而，含有Pb之粒子是指，Pb粒子及含有Bi和Pb這兩者之粒子（Bi和Pb的合金的粒子），有時簡稱為Pb粒子。一晝夜意味著一天。含有P之化合物係含有P和至少Si及Zn中的任一者或兩者之化合物，依據情況，係進一步含有Cu之化合物或進一步含有不可避免的雜質亦即Fe、Mn、Cr、Co等之化合物。含有P之化合物係亦稱為含有P和Si、Zn之化合物。
為了解決上述課題以實現前述目的，本發明人致力研究之結果，得到如下見解。 在上述專利文獻4中，在Cu-Zn-Si合金中，β相係幾乎無助於銅合金的切削性，反而會阻礙切削性。在專利文獻2、3中，在存在β相之情況下，藉由熱處理使β相變為γ相。在專利文獻7、8、9中，β相的量亦被大幅限制。在專利文獻1、12中，在Cu-Zn-Sn-Bi合金中，為了實現優異的耐脫鋅腐蝕性，限制了耐蝕性差的β相。
首先，本發明人致力研究在Cu-Zn-Si合金的先前技術中幾乎對切削性無效果的β相，查明了對切削性具有較大效果之β相的組成。亦即，適當量的Cu和Zn中含有適當量的Si之Cu-Zn-Si合金的β相係與不含Si之β相相比，切削性、尤其切屑的分斷性顯著地提高。亦即，切屑的剖面成為鋸齒形狀或曲折形狀，能夠確認到直線分斷之部分。然而，即使為含有Si之β相，與含有3mass%的Pb之快削黃銅之間的切削性之差亦依然較大。
因此，發現為了解決該課題，從金相組織的觀點出發，存在進一步的改善方案。 第1，為了提高β相的切削性，藉由含有P，進一步促進了切屑的分斷，切屑剖面成為凹凸更明顯的曲折形狀。進而，發現若存在含有約0.1～5μm的大小的P和Si、Zn之化合物（例如P-Zn、P-Si-Zn、P-Si、P-Zn-Cu等），則對切屑分斷性更有效。 然而，存在如下課題：若在高速或高進給等切削溫度上升之條件下進行切削，則會使含有Si和P之β相的切屑的分斷性受損，且β相的延性和靭性差。 第2，為了維持低速的切削條件下的β相所具有的切屑的分斷性，且在高速或高進給等切削條件下，不損害β相所具有的切屑分斷性且改善延性，藉由摻合適量的β相和切屑分斷性原本較差但比β相更耐熱的α相，大幅改善了該課題。
第3，係含有以極少量提高切屑分斷性之Pb之粒子。明確了與單獨添加Pb或Bi之情況相比，即便量少，一併添加Pb、Bi時亦能夠以更少的量提高切屑的分斷性。又，查明了在高速或高進給的切削條件下，亦能夠大致維持切屑分斷性，而不損害切屑分斷性。 然而，第4，存在如下課題：若一併添加Pb和Bi，則會出現合金變脆之現象。若進行高速或高進給的切削，則切削溫度會上升，材料溫度有時會達到約200℃左右。若一併添加有Pb和Bi之材料的溫度上升200℃左右，導致切削時的切屑的排出變差，或者受到某種衝擊，有時會在切削物上產生小的裂紋。或者，若切削加工品在切削加工品的使用環境達到約200℃左右之情況下受到某種衝擊，則有時會產生裂紋。如此，存在出現合金變脆的現象之課題。致力研究之結果，藉由控制Pb和Bi的量及其摻合比例，解決了該問題。 藉此，完成了切屑分斷性優異的合金作為合金。
如上所述，藉由含有Si和少量的P，可改善β相的切屑分斷性。為了在各種切削條件下維持β相的切屑分斷性，且提高韌性、延性，可摻合適當量的α相。可一併添加少量且適當比例的Pb和Bi。藉此，以至於發明出在各種切削條件下，切屑分斷性皆良好且強度與韌性之間的平衡皆優異、200℃下的韌性皆良好的本發明的快削性銅合金。
本發明的第1態樣之快削性銅合金的特徵為，含有超過59.7mass%且小於64.7mass%的Cu、超過0.60mass%且小於1.30mass%的Si、超過0.001mass%且小於0.20mass%的Pb、超過0.001mass%且小於0.10mass%的Bi及超過0.001mass%且小於0.15mass%的P，剩餘部分由Zn及不可避免的雜質構成， 前述不可避免的雜質中，Fe、Mn、Co及Cr的總量小於0.45mass%，且Sn及Al的總量小於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： 56.7≤f1=[Cu]-4.7×[Si]+0.5×[Pb]+0.5×[Bi]-0.5×[P]≤59.7， 0.003≤f2=[Pb]+[Bi]＜0.25， 在0.003≤[Pb]+[Bi]＜0.08之情況下，0.02≤f3=[Bi]/（[Pb]+[Bi]）≤0.98， 在0.08≤[Pb]+[Bi]＜0.13之情況下，0.01≤f3=[Bi]/（[Pb]+[Bi]）≤0.40或0.85≤f3=[Bi]/（[Pb]+[Bi]）≤0.98， 在0.13≤[Pb]+[Bi]＜0.25之情況下，0.01
Figure 109143360-A0305-02-0014-1
f3=[Bi]/([Pb]+[Bi])
Figure 109143360-A0305-02-0014-2
0.33，且金相組織係由α相及β相構成，在將α相的面積率設為(α)%、將β相的面積率設為(β)%之情況下，具有如下關係：17
Figure 109143360-A0305-02-0014-3
f4=(β)
Figure 109143360-A0305-02-0014-5
75，7.0
Figure 109143360-A0305-02-0014-4
f5=([Bi]+[Pb]-0.001)1/2×10+([P]-0.001)1/2×5+((β)-8)1/2×([Si]-0.2)1/2×1.3
Figure 109143360-A0305-02-0014-6
16.0。
本發明的第2態樣之快削性銅合金在本發明的第1態樣的快削性銅合金中的特徵為，當利用工具車削(外周切削)合金並觀察沿著產生之切屑的長度方向之剖面時，為切屑剖面呈曲折形狀之剪斷型切屑，若將前述切屑中在進行前述車削時與前述工具接觸之面作為切削面，將與前述切削面相反之一側的面作為自由表面，則朝向前述自由表面之凸部和朝向前述切削面之凹部沿著前述切屑的長度方向交替存在，當將從前述切削面至前述凸部的頂點的高度的平均設為H1，將從前述切削面至前述凹部的最深位置的距離的平均設為H2時，0.25
Figure 109143360-A0305-02-0014-7
f6=H2/H1
Figure 109143360-A0305-02-0014-8
0.80。
本發明的第3態樣之快削性銅合金的特徵為，含有60.5mass%以上且64.0mass%以下的Cu、0.75mass%以上且1.25mass%以下的Si、0.002mass%以上且小於0.15mass%的Pb、0.002mass%以上且小於0.05mass%的Bi及0.005mass%以上且小於0.10mass%的P，剩餘部分由Zn及不可避免的雜質構成， 前述不可避免的雜質中，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，且As及Sb的量分別為0.05mass%以下，Cd的量為0.01mass%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： 57.0≤f1=[Cu]-4.7×[Si]+0.5×[Pb]+0.5×[Bi]-0.5×[P]≤59.0， 0.005≤f2=[Pb]+[Bi]＜0.15，且 在0.005≤[Pb]+[Bi]＜0.08之情況下，0.03≤f3=[Bi]/（[Pb]+[Bi]）≤0.96， 在0.08≤[Pb]+[Bi]＜0.15之情況下，0.02≤f3=[Bi]/（[Pb]+[Bi]）≤0.33，且 金相組織由α相及β相構成，在金相組織的構成相中，將α相的面積率設為（α）%、將β相的面積率設為（β）%之情況下，具有如下關係： 30≤f4=（β）≤64， 8.5≤f5=（[Bi]+[Pb]-0.001）1/2 ×10+（[P]-0.001）1/2 ×5+（（β）-8）1/2 ×（[Si]-0.2）1/2 ×1.3≤14.0， 金相組織中存在含有P之化合物。
本發明的第4態樣之快削性銅合金在本發明的第3態樣的快削性銅合金中的特徵為，當利用工具車削(外周切削)合金並觀察沿著產生之切屑的長度方向之剖面時，為切屑剖面呈曲折形狀之剪斷型切屑，若將前述切屑中在進行前述車削時與前述工具接觸之面作為切削面，將與前述切削面相反之一側的面作為自由表面，則朝向前述自由表面之凸部和朝向前述切削面之凹部沿著前述切屑的長度方向交替存在，當將從前述切削面至前述凸部的頂點的高度的平均設為H1，將從前述切削面至前述凹部的最深位置的距離的平均設為H2時，0.35
Figure 109143360-A0305-02-0016-9
f6=H2/H1
Figure 109143360-A0305-02-0016-10
0.65。
本發明的第5態樣之快削性銅合金在本發明的第1態樣至第4態樣的快削性銅合金中的特徵為，電導率為13%IACS以上，當進行U凹槽形狀的沙丕衝擊試驗時，常溫下的衝擊試驗值I-1(J/cm2)為15J/cm2以上，且加熱至200℃時的衝擊試驗值I-2(J/cm2)為12J/cm2以上，且維克氏硬度(HV)為110以上，表示常溫下的衝擊試驗值與維克氏硬度HV之間的平衡之f7=(I-1)1/2×(HV)為550以上。
本發明的第6態樣之快削性銅合金在本發明的第1態樣至第5態樣的快削性銅合金中的特徵為，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。
本發明的第7態樣之快削性銅合金的製造方法係本發明的第1態樣至第6態樣的快削性銅合金的製造方法，其特徵為， 包括一個以上的熱加工步驟， 前述熱加工步驟中，在最後的熱加工步驟中，熱加工溫度超過530℃且低於650℃，熱加工後的530℃至440℃的溫度範圍內的平均冷卻速度為0.1℃/分以上且70℃/分以下，400℃至200℃的溫度範圍內的平均冷卻速度為5℃/分以上。 [發明效果
依據本發明的一態樣，能夠提供一種切削性良好、切削時的切屑分斷性優異、熱加工性優異、強度高且強度和韌性、延性之間的平衡優異、200℃下的韌性良好、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。 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，係用於閥、水龍頭配件、水龍頭、接頭、齒輪、螺絲、螺帽、感測器、壓力容器等汽車零件、電氣/家電/電子零件、機械零件及與飲料用水、工業用水、氫等液體或氣體接觸之器具/零件者。
在此，在本說明書中，如[Zn]般帶括號之元素符號係表示該元素的含量（mass%）者。 又，在本實施形態中，使用該含量的顯示方法如下規定了組成關係式f1～f3。 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] 組成關係式f3=[Bi]/（[Pb]+[Bi]）
進而，在本實施形態中，在金相組織中，用（α）%表示α相的面積率，用（β）%表示β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，在本實施形態中，如下規定了組織關係式及組成/組織關係式。 組織關係式f4=（β） 組成/組織關係式f5=（[Bi]+[Pb]-0.001）1/2 ×10+（[P]-0.001）1/2 ×5+（（β）-8）1/2 ×（[Si]-0.2）1/2 ×1.3 又，當使用車床，利用工具車削（外周切削）合金，將產生之切屑埋入樹脂中，觀察沿著切屑的長度方向之剖面時，為切屑剖面呈曲折形狀之剪斷型切屑為較佳。將切屑中在進行車削時與工具接觸之面作為切削面，將與切削面相反之一側的面作為自由表面。朝向自由表面之凸部和朝向切削面之凹部沿著切屑的長度方向交替存在。在切屑剖面中，將從切削面至凸部的頂點的高度（凸部高度）的平均設為H1，將切削面至凹部的最深位置的距離（凹部高度）的平均設為H2。如下規定與切屑剖面的形狀相關的切屑關係式f6。 切屑關係式f6=H2/H1
本發明的第1實施形態之快削性銅合金係含有超過59.7mass%且小於64.7mass%的Cu、超過0.60mass%且小於1.30mass%的Si、超過0.001mass%且小於0.20mass%的Pb、超過0.001mass%且小於0.10mass%的Bi及超過0.001mass%且小於0.15mass%的P，剩餘部分由Zn及不可避免的雜質構成。不可避免的雜質中，Fe、Mn、Co及Cr的總量小於0.45mass%，且Sn及Al的總量小於0.45mass%。 組成關係式f1在56.7≤f1≤59.7的範圍內，組成關係式f2在0.003≤f2＜0.25的範圍內。進而，在0.003≤f2＜0.08之情況下，組成關係式f3在0.02≤f3≤0.98的範圍內。在0.08≤f2＜0.13之情況下，組成關係式f3在0.01≤f3≤0.40或0.85≤f3≤0.98的範圍內。在0.13≤f2＜0.25之情況下，組成關係式f3在0.01≤f3≤0.33的範圍內。 金相組織由α相及β相構成，組織關係式f4在17≤f4≤75的範圍內，組成/組織關係式f5在7.0≤f5≤16.0的範圍內。 切屑關係式f6在0.25≤f6≤0.80的範圍內為較佳。
本發明的第2的實施形態之快削性銅合金係含有60.5mass%以上且64.0mass%以下的Cu、0.75mass%以上且1.25mass%以下的Si、0.002mass%以上且小於0.15mass%的Pb、0.002mass%以上且小於0.05mass%的Bi及0.005mass%以上且小於0.10mass%的P，剩餘部分由Zn及不可避免的雜質構成。不可避免的雜質中，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，且As及Sb的量分別為0.05mass%以下，Cd的量為0.01mass%以下。 組成關係式f1在57.0≤f1≤59.0的範圍內，組成關係式f2在0.005≤f2＜0.15的範圍內。進而，在0.005≤f2＜0.08之情況下，組成關係式f3在0.03≤f3≤0.96的範圍內。在0.08≤f2＜0.15之情況下，組成關係式f3在0.02≤f3≤0.33的範圍內。 金相組織由α相及β相構成，組織關係式f4在30≤f4≤64的範圍內，組成/組織關係式f5在8.5≤f5≤14.0的範圍內。 金相組織中存在含有P之化合物。 切屑關係式f6在0.35≤f6≤0.65的範圍內為較佳。
在本發明的第1實施形態、第2實施形態之快削性銅合金中，電導率為13%IACS以上，當進行U凹槽形狀的沙丕衝擊試驗時，常溫下的衝擊試驗值I-1（J/cm2 ）為15J/cm2 以上，且加熱至200℃時的衝擊試驗值I-2（J/cm2 ）為12J/cm2 以上，且維克氏硬度（HV）為110以上，表示常溫下的衝擊試驗值與維克氏硬度HV之間的平衡之特性關係式f7=（I-1）1/2 ×（HV）為550以上為較佳。
以下，對如上規定成分組成、組成關係式f1，f2、f3、組織關係式f4、組成/組織關係式f5、切屑關係式（切屑形狀指數）f6、特性關係式f7等之理由進行說明。
＜成分組成＞ （Cu） Cu係本實施形態的合金的主要元素，為了克服本發明的課題，需要含有至少超過59.7mass%的Cu。在Cu含量為59.7mass%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相所佔之比例超過75%，α相所佔之比例少於25%，耐蝕性、耐應力腐蝕裂紋性差，又，韌性、延性差，依據切削條件，切屑的分斷性降低。因此，Cu含量的下限係超過59.7mass%，較佳為60.5mass%以上，更佳為61.0mass%以上。 另一方面，若Cu含量為64.7mass%以上，則儘管還取決於Si、Zn、P、Pb、Bi的含量和製造程序，但β相所佔之比例變少，有時會出現γ相、μ相或κ相。因此，Cu含量係小於64.7mass%，較佳為64.3mass%以下、更佳為64.0mass%以下。
（Si） Si係本實施形態之快削性銅合金的主要元素，Si係有助於形成β相、κ相、γ相、μ相、ζ相等金屬相。Si係提高本實施形態的合金的切削性、強度、鑄造性、熱加工性、耐磨性、耐應力腐蝕裂紋性。 又，Si係降低銅合金的疊差能，在進行切削時促進剪斷切屑的產生。Si係尤其降低β相的切削阻力，提高切屑分斷性，提高α相的耐熱性，效果雖小，但還提高α相的切屑分斷性。儘管還取決於Cu濃度、β相所佔之比例，但為了在觀察切削合金之後的切屑的剖面時獲得曲折形狀的切屑剖面，需要至少超過0.20mass%的量的Si。然而，若含量係超過0.20mass%且0.60mass%以下，則不足以獲得切屑的厚度薄且穩定的曲折形狀的剖面。若含有超過0.60mass%的Si，則能夠穩定地獲得厚度薄且曲折形狀的切屑。尤其，在切屑剖面中，由直線剪斷產生之分斷變得更深，後述之表示切屑的分斷性之指數f6的值成為0.80以下。又，含有Si會同時固溶加強α相、β相，因此合金會被加強，而另一方面，含有Si亦會對合金的延性和靭性造成影響。Si的含量係超過0.60mass%，較佳為超過0.70mass%，更佳為0.75mass%以上，進一步較佳為0.80mass%以上。另一方面，即使含有1.30mass%以上的量的Si，切屑的分斷性亦會飽和，有時會在金相組織中出現γ相，又，依據情況亦會出現κ相、μ相等。γ相係可稍微提高合金的切削性，但會損害高速/高進給的切削條件下的切屑分斷性。又，γ相的延性、靭性比β相差，會降低合金的韌性、延性。又，合金的導電率亦降低。Si的含量係小於1.30mass%，較佳為1.25mass%以下，更佳為1.20mass%以下，進一步較佳為1.15mass%以下。
再者，關於熱加工性，藉由含有Si，從約500℃的相對較低的溫度開始，提高α相、β相的熱變形能力，降低熱變形阻力。
藉由含有前述範圍的量的Cu、Zn及Si來形成之β相係具有優異的切削性，Si係會優先分配於β相中，因此可藉由含有少量的Si來發揮效果。又，若使Cu-Zn合金含有Si，則含有Pb之粒子會變得更細，切屑的分斷性會變得更加良好。
若使Cu-Zn的2元合金基材含有第3、第4元素，又，若增加或減少該第3、第4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，即使Cu為約69mass%以上、Si為約2mass%以上、剩餘部分以Zn的合金的方式存在之β相和例如Cu為約62mass%、Si為約0.8mass%、剩餘部分以Zn的合金的方式存在之β相為相同的β相，特性和性質亦會不同。進而，若含有大量的不可避免的雜質，則β相的性質亦會發生變化，依據情況，有時會使包括切削性之特性降低。
（Zn） 與Cu、Si一併，Zn係本實施形態之快削性銅合金的主要構成元素，係提高切削性、強度、延性、鑄造性所需之元素。再者，Zn係作為剩餘部分，若需記載，則Zn含量係小於約39.7mass%（較佳為小於約39.0mass%）且大於約33.0mass%（較佳為大於34.0mass%）。
（Pb） 在本實施形態中，含有Si之β相使切削性變得優異，但藉由進一步含有少量的Pb和少量的Bi，可實現優異的切削性、尤其切屑分斷性。在本實施形態的組成中，Pb係在基質中固溶有約0.001mass%的量，超過該量的Pb係以直徑為約0.1～約3μm的粒子的方式存在。藉由一併添加Pb和Bi，主要以含有Pb和Bi這兩者之粒子的方式存在。在進行切削時，切屑的分斷性會因應力集中於Pb粒子而提高，與Bi的含有相結合，Pb係以超過0.001mass%的含量發揮效果。在高速或高進給的切削條件下，一併添加Pb和Bi之效果結合在一起，維持β相的切屑分斷性。Pb含量係超過0.001mass%，較佳為0.002mass%以上，更佳為0.003mass%以上，進一步較佳為0.010mass%以上。尤其，在高速或高進給等嚴峻的切削條件下，Pb含量係0.020mass%以上為較佳。 另一方面，Pb係對人體有害，且對合金的延性、冷加工性亦造成影響。在本實施形態中，尤其，由於含有少量的對環境和人體的影響當前還尚不明確的Bi，因此Pb的量自然亦需要限制。因此，Pb的量係小於0.20mass%，較佳為小於0.15mass%，更佳為小於0.10mass%。Pb和Bi係有時亦會分別單獨存在，但在大多數情況下共存，若適量共存，則與分別單獨含有Pb、Bi之情況相比，切屑的分斷性會變得良好。但是，一併添加Pb和Bi有時會損害約200℃的溫度下的韌性，因此需要注意，適當的Pb與Bi的摻合比例（後述之組成關係式f3）變得重要。
（Bi） Bi係在基質中固溶有約0.001mass%的量，超過該量的Bi係以直徑為約0.1～約3μm的粒子的方式存在。在本實施形態中，將對人體有害的Pb的量限制為小於0.20mass%，且以優異的切削性為目標。在本實施形態中，藉由Si的作用一併含有Bi和Pb，藉此與分別單獨含有Pb、Bi之情況相比，能夠以更少的量獲得切屑的分斷性。尤其，一直認為利用Bi改善切削性之功能係比Pb差，但在本實施形態中，查明了會發揮與Pb相同或超過Pb之效果。
為了作為合金而具有良好的切削性，需要至少超過0.001mass%的Bi。Bi含量係較佳為0.002mass%以上，進一步較佳為0.005mass%以上。Bi對環境和人體的影響當前尚不明確，但鑑於對環境和人體的影響，將Bi的量設為小於0.10mass%，較佳為小於0.05mass%，進一步較佳為小於0.02mass%，且將Pb和Bi的總含量（後述之組成關係式f2）設為小於0.25mass%。又，藉由使Cu、Zn、Si、P的含量、β相的量、金相組織的要件更適當，且使Pb與Bi的摻合比例（後述之組成關係式f3）適當，即使Bi、Pb的量更少且為限定的量，作為合金亦能夠獲得優異的切削性、良好的各種特性。
（P） P係在含有Si且主要由α相和β相構成之Cu-Zn-Si合金中優先分配於β相中。關於P，首先，藉由使P固溶於β相中，能夠提高含有Si之β相的切削性。又，依據P的含量和製造程序，會形成含有平均直徑0.1～3μm的大小的P之化合物，使切屑分斷性變得進一步良好。
含有P之化合物係不會在熱加工中形成。P係在熱加工中固溶於β相中。又，在熱加工後的冷卻過程中，會在一臨界冷卻速度以下的條件下，主要在β相內析出含有P之化合物。α相中幾乎不會析出含有P之化合物。若用金屬顯微鏡進行觀察，則含有P之析出物係小的顆粒狀粒子，平均粒徑為約0.3～3μm。又，含有該析出物之β相係能夠具有更良好的切削性。含有P之化合物係幾乎不會對切削工具的壽命造成影響，且幾乎不阻礙合金的延性和靭性。含有Fe、Mn、Cr、Co和Si、P之化合物係有助於提高合金的強度和耐磨性，但會消耗掉合金中的Si、P，提高合金的切削阻力，降低切屑的分斷性，縮短工具壽命，還阻礙延性。
為了發揮該等效果，P的含量的下限係超過0.001mass%，較佳為0.003mass%以上，更佳為0.005mass%以上，進一步較佳為0.010mass%以上。儘管還取決於製造程序，但藉由含有超過0.010mass%的量的P，能夠用倍率500倍的金屬顯微鏡觀察含有P之化合物的存在。 另一方面，若含有0.15mass%以上的量的P，則析出物會粗大化，不僅會使對切削性的效果飽和，依據情況，反而還會使切削性變差，降低延性和靭性，使固溶於β相中的P的量增加，降低導電率。因此，P的含量係小於0.15mass%，較佳為小於0.10mass%，更佳為0.08mass%以下。即使P的含量小於0.05mass%，亦會使P固溶於β相中，形成充分量的含有P之化合物。
再者，例如P和Si的化合物中，若Mn、Fe、Cr、Co等容易與Si和P化合之元素的量增加，則化合物的組成比亦會逐漸發生變化。亦即，從顯著地提高β相的切削性之含有P之化合物逐漸變為對切削性的效果少的化合物。因此，需要至少將Fe、Mn、Co及Cr的總含量設為小於0.45mass%，較佳為0.35mass%以下。
（不可避免的雜質、尤其Fe、Mn、Co及Cr/Sn、Al） 作為本實施形態中的不可避免的雜質，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之快削黃銅係以回收之銅合金為主原料，而不是以電解銅、電解鋅等優質的原料為主原料。在該領域的下級步驟（下游步驟、加工步驟）中，會對大多數構件、零件實施切削加工，且相對於材料100，會以40～80的比例產生大量的廢棄銅合金。例如可舉出切屑、端材、毛邊、澆道及包括製造上的不良之產品等。該等廢棄銅合金成為主要原料。若切削切屑、端材等的分類不充分，則Pb、Fe、Mn、Si、Se、Te、Sn、P、Sb、As、Bi、Ca、Al、Zr、Ni及稀土類元素會從添加有Pb之快削黃銅、不含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、其他銅合金混入而作為原料。又，切削切屑中包括從工具中混入之Fe、W、Co、Mo等。廢材係包括被電鍍之產品，因此會混有Ni、Cr、Sn。又，代替電解銅使用之純銅系廢料中混有Mg、Sn、Fe、Cr、Ti、Co、In、Ni、Se、Te。尤其，代替電解銅或電解鋅使用之黃銅系廢料經常會被電鍍Sn，從而混有高濃度的Sn。
從資源再利用的觀點和成本上的問題出發，至少在不對特性造成不良影響之範圍內含有該等元素之廢料係可用作原料。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%的量的必要元素Pb，進而，作為雜質，Fe量允許為0.5mass%以下，Fe+Sn（Fe和Sn的總量）允許至1.0mass%。又，在添加有JIS標準（JIS H 5120）的Pb之黃銅鑄物中，含有約2mass%的量的必要元素Pb，進而，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的總含量係約0.5mass%，且有時快削黃銅棒會含有更高濃度的Fe和Sn。
Fe、Mn、Co及Cr係在Cu-Zn合金的α相、β相、γ相中固溶至一定濃度，但若此時存在Si，則容易與Si化合，依據情況，有可能會與Si結合而消耗掉對切削性有效的Si。又，與Si化合之Fe、Mn、Co及Cr係在金相組織中形成Fe-Si化合物、Mn-Si化合物、Co-Si化合物、Cr-Si化合物。該等金屬間化合物係極硬，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，各自的含量係小於0.30mass%為較佳，更佳為小於0.20mass%，0.15mass%以下為進一步較佳。尤其，Fe、Mn、Co，Cr的總含量係需要小於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，從快削性黃銅或施以電鍍之廢品等中混入之Sn、Al係在本實施形態的合金中促進γ相的形成，乍一看會覺得對切削性有用。然而，Sn和Al係亦會改變由Cu、Zn、Si形成之γ相原本的性質。又，與α相相比，Sn、Al係更多地分配於β相，會改變β相的性質。其結果，有可能會導致合金的延性和靭性的降低及切削性的降低。因此，亦需要限制Sn、Al的量。Sn的含量係小於0.40mass%為較佳，小於0.30mass%為更佳，0.25mass%以下為進一步較佳。Al的含量係小於0.20mass%為較佳，小於0.15mass%為更佳，0.10mass%以下為進一步較佳。尤其，鑑於對切削性、延性的影響，Sn、Al的總含量係需要小於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的雜質元素，從經驗上來講，Ni係通常從電鍍產品等廢料中混入，但對特性造成之影響比前述的Fe、Mn、Sn等小。即使混有些許Fe和Sn，只要Ni的含量小於0.4mass%，則對特性的影響亦會小，Ni的含量係0.2mass%以下為更佳。關於Ag，通常Ag會被視作Cu，幾乎對各種特性沒有影響，因此無需特別限制，Ag的含量係小於0.1mass%為較佳。Te、Se係元素本身具有快削性，儘管很少見，但有可能會大量地混入。鑑於對延性和衝擊特性的影響，Te、Se各自的含量係小於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而使耐蝕性黃銅含有As和Sb，但鑑於對延性和衝擊特性的影響，As、Sb各自的含量係0.05mass%以下為較佳。關於Cd、As、Sb，鑑於對環境和人體的影響，Cd係0.01mass%以下為較佳，0.005mass%以下為更佳，As、Sb的含量分別係0.05mass%以下為較佳，0.02mass%以下為更佳。
其他元素亦即Mg、Ca、Zr、Ti、In、W、Mo、B及稀土類元素等的各自的含量係小於0.05mass%為較佳，小於0.03mass%為更佳，小於0.02mass%為進一步較佳。 再者，稀土類元素的含量係Sc、Y、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Tb及Lu中的一種以上的總量。 以上，該等不可避免的雜質的總量係小於1.0mass%為較佳，小於0.8mass%為更佳，小於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]係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中規定之範圍內，若不滿足該組成關係式f1，則無法滿足本實施形態作為目標之各種特性。若組成關係式f1小於56.7，則即使在製造程序上下功夫，亦會使β相所佔之比例增加，靭性和延性變差，耐蝕性和耐應力腐蝕裂紋性變差。進而，例如，若在高速、高進給等嚴峻的切削條件下進行切削，則會使切屑分斷性變差。因此，組成關係式f1的下限係56.7以上，較佳為57.0以上，更佳為57.2以上。隨著組成關係式f1成為更佳的範圍，α相所佔之比例增加，能夠保持高速切削條件下的切屑分斷性，且具備良好的延性、冷加工性、約200℃下的良好的韌性。
另一方面，組成關係式f1的上限係對β相所佔之比例或γ相的產生以及凝固溫度範圍造成影響，若組成關係式f1大於59.7，則β相所佔之比例減少，無法獲得優異的切削性。同時，有時還會出現γ相，依據情況，會出現κ相或μ相。又，凝固溫度範圍會超過25℃，容易產生鑄疵縮孔或收縮空洞等鑄造缺陷。因此，組成關係式f1的上限係59.7以下，較佳為59.0以下，更佳為58.8以下，進一步較佳為58.5以下。 又，關於約600℃的熱加工性，若組成關係式f1大於59.7，則熱變形阻力變高，600℃下的熱加工變得困難。
本實施形態之快削性銅合金係具備兩種相反的特性者，一種係切屑被較細地分斷而產生剖面為曲折形狀的切屑之要求一種脆性之切削性，另一種係所保有之良好的延性和韌性，但藉由不僅討論組成，而且還詳細討論組成關係式f1，f2、f3及後述之組織關係式f4、組成/組織關係式f5，能夠提供更適合於目的和用途之合金。 再者，關於Sn、Al、Cr、Co、Fe、Mn及另行規定之不可避免的雜質，只要在被視為是不可避免的雜質的範疇之範圍內，則對組成關係式f1造成之影響小，因此未在組成關係式f1中規定。
（組成關係式f2） 在本實施形態中，目的為以少量含有的Pb、Bi且限定的量和比例的Pb、Bi獲得優異的切削性。為了簡單地表示提高切削性之效果，僅分別單獨規定Pb、Bi係並不充分，從而規定組成關係式f2=[Pb]+[Bi]。 為了獲得優異的切削性，至少f2為0.003以上，較佳為0.005以上。在如切削速度變快之情況、進給變大之情況等切削條件變得嚴峻之情況下，f2係更佳為0.020以上，進一步較佳為0.040以上。關於上限，f2越大，切削性越提高，但在本實施形態中，視為Bi對環境和人體的影響程度與Pb相同，因此需要限制總含量。鑑於對環境和人體的影響，f2係小於0.25為較佳，更佳為小於0.15，更佳為小於0.12，進一步較佳為0.10以下。藉由含有前述Si，切削性得到顯著改善之β相的效果以及含有少量P或存在P的化合物的效果極大，從而能夠藉由含有少量的Bi、Pb而具備優異的切削性、尤其切屑分斷性。
（組成關係式f3） 為了藉由含有更少量的Pb和Bi來獲得更良好的切屑分斷性，首先，重要的是一併添加Pb和Bi，藉由滿足0.01≤f3=[Bi]/（[Pb]+[Bi]）≤0.98的關係，在大多數Pb粒子中，Pb能夠與Bi共存（Pb和Bi成為合金）。藉由使Pb和Bi共存，與單獨含有Bi之情況相比，切屑的分斷性變得良好，與單獨含有Pb之情況相比，發揮相同或其以上的效果。在[Pb]+[Bi]＜0.08之情況下，0.02≤f3=[Bi]/（[Pb]+[Bi]）≤0.98，較佳為0.02≤f3=[Bi]/（[Pb]+[Bi]）≤0.97，更佳為0.03≤f3=[Bi]/（[Pb]+[Bi]）≤0.96。 另一方面，在一併添加Pb和Bi之情況下，隨著Pb和Bi的量增加，切屑分斷性會變得良好，但發現會在約200℃（約180℃以上）的溫度下出現變脆之現象。良好的切屑分斷性係要求一種脆性，而事實上，在常溫下的特性中，作為脆性的一種基準之靭性就比不含Pb、Bi時低。若在約200℃的溫度下變脆，則在進行切削加工時，切屑的排出會變差，或若在進行切削時受到某種衝擊，則材料有可能會在加工時產生裂紋。又，若切削加工品作為零件而組裝到產品中，且該產品在暴露於接近200℃的溫度下受到某種衝擊，則有可能會產生裂紋。因此，重要的是在約200℃下將作為脆性的一種基準之衝擊特性設為一基準值以上。如後述，將加工成凹槽形狀之合金加熱至約200℃，並設置於衝擊試驗機來實施衝擊試驗時，脆性的基準值設為12J/cm2 以上。在本實施形態中，Pb和Bi的總量係最多亦小於0.25mass%，乍一看雖少，但在Pb和Bi的總量為0.08mass%以上之情況下，會對約200℃下的脆性造成影響。又，發現Pb和Bi的總量越增加，更嚴格地管理Bi與Pb的摻合比例越為重要。致力研究之結果，在Pb和Bi的總量為0.08≤[Pb]+[Bi]＜0.13之情況下，設為0.01≤f3=[Bi]/（[Pb]+[Bi]）≤0.40或0.85≤f3=[Bi]/（[Pb]+[Bi]）≤0.98。亦即，藉由在Pb和Bi的總量中將Bi所佔之比例設為0.01以上且0.40以下或0.85以上且0.98以下，能夠避免脆性的影響。進而，在Pb和Bi的總量增加的情況下，亦即，在0.13≤[Pb]+[Bi]＜0.25之情況下，將Pb和Bi的摻合比例限制為0.01≤[Bi]/（[Pb]+[Bi]）≤0.33。藉此，作為合金，能夠保持良好的約200℃下的韌性。較佳為，在0.08≤[Pb]+[Bi]之情況下，0.02≤f3=[Bi]/（[Pb]+[Bi]）≤0.33。更佳為，在0.08≤[Pb]+[Bi]之情況下，0.02≤f3=[Bi]/（[Pb]+[Bi]）≤0.25。若重視200℃下的脆性，則與Pb、Bi的量無關地將Bi的量設為小於0.020mass%為進一步較佳。
（與專利文獻的比較） 在此，將比較上述之專利文獻1～14中記載之Cu-Zn-Si合金的組成與本實施形態的合金的組成而得之結果示於表1、2。 本實施形態與專利文獻1、12的Sn的含量不同，且專利文獻1、12實質上需要大量Bi。 本實施形態與專利文獻2～9的作為主要元素之Cu、Si的含量不同，且專利文獻2～9需要大量Cu。又，γ相或κ相為必要金屬相。 在專利文獻2～4、7～9中，在金相組織中，β相被認為會阻礙切削性，作為不佳之金屬相而舉出。又，在存在β相之情況下，認為藉由熱處理相變為切削性優異的γ相為較佳。 在專利文獻4、7～9中，記載了可允許之β相的量，但β相的面積率係最大為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，為了獲得優異的切削性，需要含有大量Pb、Bi。 在專利文獻11中，係如下銅合金的鑄物：需要含有65mass%以上的量的Cu，且藉由與Si一併含有微量的Al、Sb、Sn、Mn、Ni、B等，具備良好的機械性質、鑄造性且具有耐蝕性。 在專利文獻14中，含有0.20mass%以上的量的Sn，而不含Bi，溫度保持在700℃～850℃的高溫，接著進行了熱擠壓。 進而，在所有專利文獻中，關於（1）在本實施形態中作為必要要件之含有Si之β相具有優異的切削性（2）至少β相的量需要為17%以上（3）含有P對提高β相的切削性有效，而且β相內存在微細的P與Si、Zn的化合物（4）小於0.10mass%的量的Bi對切削性有效，且一併添加Bi和少量的Pb對切削性更有效（5）一併添加少量的Pb和Bi在高速/高進給的切削條件下對切屑分斷性發揮效果以及Pb和Bi的摻合比例，皆未作任何揭示和建議。又，在本實施形態中，不含γ相亦為與專利文獻1～14的較大的不同點。
【表1】
Cu Si P Pb Bi Sn Al 其他
第1實施形態 59.7-64.7 0.60-1.30 0.001-0.15 0.001-0.20 0.001-0.10 Sn+Al＜0.45, Fe+Mn+Cr+Co＜0.45
第2實施形態 60.5-64.0 0.75-1.25 0.005-0.10 0.002-0.15 0.002-0.05 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 0.1-4.0 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 17≤β≤75
第2實施形態 30≤β≤64
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，使β相變為γ相。
專利文獻3 存在γ相，依據情況，存在κ相。 藉由熱處理，使β相變為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，會發生複雜的相變，僅靠組成範圍、元素的關係式，未必能夠獲得目標特性。最終，藉由確定並決定存在於金相組織中之相的種類及其面積率的範圍，才能獲得目標特性。因此，如下規定組織關係式f4及組成/組織關係式f5。 若用數式表示僅由α相和β相這兩個相構成金屬相等，則如下。 （α）+（β）=100 17≤f4=（β）≤75 7.0≤f5=（[Bi]+[Pb]-0.001）1/2 ×10+（[P]-0.001）1/2 ×5+（（β）-8）1/2 ×（[Si]-0.2）1/2 ×1.3≤16.0
（β相、組織關係式f4） 為了在不含γ相、κ相、μ相之情況下獲得優異的切削性，重要的是適當的Si量與Cu、Zn的量之間的摻合比例、β相的量以及含有適量的P或存在P化合物。再者，在此，β相包括β’相。 本實施形態中的組成範圍內的β相係延性比α相差，但遠比γ相富有韌性和延性，亦比Cu-Zn-Si合金的κ相、μ相富有韌性和延性。因此，從韌性和延性的觀點出發，能夠含有相對較多的β相。又，儘管β相係含有高濃度的Zn和Si，但能夠獲得良好的傳導性。但是，β相的量不僅受組成的影響，而且亦受程序的較大影響。
在本實施形態的快削性銅合金之Cu-Zn-Si-P-Pb-Bi合金中，為了在最小化Pb、Bi的含量之同時獲得良好的切削性，至少需要17%以上的面積率的藉由含有Si而大幅改善切削性之β相。亦即，若α相為5，則相對於此β相的比例至少需要超過1。β相的面積率（量）係較佳為25%以上，更佳為30%以上，進一步較佳為35%以上。例如，即使β相的量為約40%且切削性差的α相所佔之比例為約60%，與含有Si之β單相合金相比，亦可維持高等級的切削性。又，在含有Si和P來提高切削性之β相和切削性差且柔軟的α相共存之情況下，柔軟的α相發揮如緩衝材料的作用。或者，認為α相與適當分斷之β相或β相的相界會成為切削時的應力集中源，亦即成為切屑分斷的起點，即使β相的量為約40%，亦保持優異的切削性，反而，在高速切削之情況下，維持切屑的分斷性。
另一方面，在低速切削等切削溫度為約100℃附近的低溫下進行切削之情況下，含有Si之β單相合金係發揮極優異的切削性、切屑分斷性。然而，若高速切削等切削時的溫度變高，則β相的優異的切屑分斷功能將開始受損。亦即，若切削溫度上升至約200℃附近，則含有Si之β單相合金的切屑分斷功能將受損。在此，切削性雖差，但作為合金，為了防止喪失β相的切削性功能，亦需要適量的比β相耐熱的含有Si之α相。進而，β單相合金係延性、韌性亦差，為了確保延性、韌性，亦需要適量的富有延性、韌性之α相。綜上所述，β相的量為75%以下，亦即，α相需要為25%以上，β相的量係較佳為64%以下，更佳為58%以下。 含有約1mass%的量的Si之β相係在製造時顯示出有用的特性，從500℃的熱加工的最低等級的溫度開始顯示出優異的熱變形能力、低熱變形阻力，作為合金，顯示出優異的熱變形能力、低熱變形阻力。
（組成/組織關係式f5） 組成/組織關係式f5係除組成關係式f1～f3、組織關係式f4以外的用以綜合地獲得優異的切削性和機械性質之與組成和金相組織相關之式。 在Cu-Zn-Si-P-Pb-Bi合金中，切削性係以下各效果相加而成：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。鑑於Pb和Bi的量及對切削性的影響程度，Pb和Bi對切削性的效果可以由（[Bi]+[Pb]-0.001）1/2 表示。 開始發揮切削性效果之Pb和Bi的總量係0.003mass%，但已經開始以該量發揮效果。（[Bi]+[Pb]-0.001）1/2 係從Pb和Bi的總量減去0.001mass%而得之（[Bi]+[Pb]-0.001）的1/2次方。 關於β相的量和Si的量，β相的量以約8%開始發揮切屑分斷性的效果，關於Si的量，以0.2mass%開始發揮效果，該等的效果的程度可以由（（β）-8）1/2 和（[Si]-0.2）1/2 的積表示，進而可以由乘以係數1.3之（（β）-8）1/2 ×（[Si]-0.2）1/2 ×1.3表示。又，作為P對切削性的效果，考慮P在β相中的固溶量和含有P之化合物的存在，可以由（[P]-0.001）1/2 表示。P開始發揮效果之量係0.001mass%。（[P]-0.001）1/2 係從P的量[P]減去0.001mass%而得之（[P]-0.001）的1/2次方。 該等各效果的要素乘以致力研究之結果導出之係數可獲得f5，作為對切削性的效果，若不湊齊所有要件，則f5將不成立。下式f5係作為對應於濃度之Pb、Bi的作用、對應於濃度之P的作用、對應於濃度之Si的作用相加而得之式。 f5=（[Bi]+[Pb]-0.001）1/2 ×10+（[P]-0.001）1/2 ×5+（（β）-8）1/2 ×（[Si]-0.2）1/2 ×1.3 在f5中，為了獲得優異的切削性、切屑分斷性、高強度，需要至少為7.0以上，較佳為8.0以上，更佳為8.5以上。尤其，在切削條件嚴峻之情況下，f5係9.0以上為較佳，更佳為9.5以上，進一步較佳為10.0以上。另一方面，從對環境和人體的影響、常溫及約200℃下的韌性、延性的觀點出發，f5的上限係16.0以下，較佳為14.0以下。從減小項（[Bi]+[Pb]）1/2 之觀點出發，f5的上限係更佳為13.5以下，進一步較佳為13.0以下。藉由在如此狹窄的範圍內控制組成和金相組織，減小Pb+Bi的量，且使後述之Pb和Bi的摻合比例成為適當者，可完成具備優異的切削性、切屑分斷性、高強度、常溫及約200℃下的良好的韌性之合金。
再者，在組織關係式f4及組成/組織關係式f5中，僅以金屬相為對象，存在於金相組織中之金屬間化合物、Pb粒子、Bi粒子、氧化物、非金屬夾雜物、未熔解物質等並不是對象，亦即，排除在面積率的對象之外。在本實施形態中，以能夠用500倍的金屬顯微鏡明顯觀察到的大小的金屬相為對象。因此，能夠明顯觀察到的金屬相的大小的最小值係約2μm，亦即，用顯微鏡觀察時相當於約1mm的大小。若用顯微鏡觀察，則析出物能夠以約0.2mm的大小識別出其存在，但金屬相則難以以該大小識別。因此，例如，有時在β相內還會存在小於2μm之γ相，但該等γ相係無法用金屬顯微鏡確認，從而將其視為β相。
（α相、組織關係式f3） α相係與β相一併構成基質之相。在本實施形態中，金相組織係由α相和β相這兩個相構成，因此100-（β）為α相的面積率或β相的剩餘部分為α相。含有Si之α相係與不含Si者相比，切削性略微提高，富有延性。又，藉由在α相中含有少量的Si，可提高耐熱性。若β相為100%，則會在合金的延性、韌性方面存在問題，又，在切削溫度上升時會在切削性、切屑分斷性上存在問題，從而需要適當量的耐熱性得到提高之α相。即使使β單相合金含有相對較多的α相，例如即使含有約50%的面積率的α相，在進行切削時，α相本身亦會發揮緩衝材料的作用。因此，應力進一步集中於β相，提高切屑的分斷性，維持優異的β單相合金的切削性。又，認為會在高速切削等切削溫度上升之情況下彌補β相的問題點。
（γ相、μ相、κ相、其他相） 為了具備優異的切削性、切屑分斷性且獲得高延性和靭性、高強度，α、β相以外的相的存在亦為重要，期待不存在α相、β相以外的相。在本實施形態中，基本上由α相和β相這兩個相構成。但是，在本實施形態中，如上所述，α、β相以外的相係限定於能夠用500倍的倍率的顯微鏡明顯觀察和辨別之相。在金屬相的情況下，與Pb粒子或P化合物不同，即使存在小於約2μm之相，亦不會對特性造成大的影響。
（含有P之化合物的存在） 藉由含有Si，較大地改善β相的切削性，又，藉由含有P及P在β相中的固溶，進一步改善切削性。此外，藉由使粒徑為約0.1μm～約3μm的P和由Zn、Si形成之化合物存在於β相內，能夠使β相具備更優異的切屑分斷性。不含Pb、Bi、且P量為約0.06mass%、Si量為約1mass%的β單相合金的切削性係在切削溫度低之情況下，藉由P的固溶和存在含有P之化合物，與未添加P之β單相合金相比，大幅提高切屑分斷性。含有P之化合物的大小係與Pb粒子大致相同，即使含有P之化合物、Pb粒子皆係粒徑為約0.1μm左右的大小，亦會成為切削時的應力集中源，微觀上促進剪斷破壞，直線斷裂進展，提高切屑的分斷性。
含有P之化合物係含有P和至少Zn、Si中的任一者或兩者之化合物，依據情況，係進一步含有Cu之化合物或進一步含有不可避免的雜質亦即Fe、Mn、Cr、Co等之化合物。又，含有P之化合物亦會受不可避免的雜質亦即Fe、Mn、Cr、Co等的影響。若不可避免的雜質的濃度超過前述中規定之量，則含有P之化合物的組成會發生變化，有可能會無助於提高切削性。再者，在約600℃的熱加工溫度下，不存在含有P之化合物，而會在熱加工後的冷卻時的臨界冷卻速度下產生。因此，熱加工後的冷卻速度變得重要，期待以70℃/分以下的平均冷卻速度冷卻530℃至440℃的溫度範圍，儘管還取決於P的量，但以能夠用顯微鏡辨別之約0.3μm以上的大小的P化合物的形式存在。另一方面，若冷卻速度過慢，則含有P之化合物容易生長，對切削性的效果降低。前述的溫度範圍內的平均冷卻速度的下限係0.1℃/分以上為較佳，0.3℃/分以上為更佳。冷卻速度的上限值70℃/分亦會依據P的量而變動，若P的量多，則即使冷卻速度更快，亦形成含有P之化合物。
（切屑分斷性、切屑形狀指數f6：H2/H1） 作為評價切屑分斷性之方法，首先以以下步驟觀察切屑的剖面。當用工具（切刃）車削（外周切削）合金時，若將切屑的產生方向（切屑排出之方向）視為長度方向，則將其與產生之切屑的寬度方向垂直地（將切屑的寬度方向立起）埋入樹脂中，研磨埋入於樹脂中之切屑，然後，用顯微鏡觀察切屑的剖面。良好的切屑分斷性的特徵首先可舉出觀察到的切屑剖面為曲折形狀。詳細而言，自由表面側的切屑剖面為曲折形狀。從進一步微觀的角度來看，可在切屑的自由表面側（與工具的接觸面相反之相反面側）觀察到剪斷破壞特有的直線破壞。其特徵為，若切屑分斷性變得良好，則破壞從自由表面側直線地進展，並進展至底面（與工具接觸之面、切削面）。依據切屑的分斷性的好壞，能夠觀察到僅自由表面側附近尖銳者、直線剪斷明顯且貫穿至下表面（與工具接觸之面、切削面）者、以及切屑似乎已經因直線剪斷破壞而分離者。後者係每個粒子呈大致梯形狀。朝向自由表面之凸部和朝向切削面之凹部沿著切屑的長度方向交替存在。為了評價這樣的切屑的分斷性，當將從底面（切削面）至凸部的頂點的高度（凸部的高度）的平均設為H1、將從底面（切削面）至凹部的最深位置的距離（凹部的高度）的平均設為H2時，將f6=H2/H1作為切屑的分斷性的指標。又，亦測定H2和H1的平均、亦即平均切屑厚度（切屑平均高度），作為切屑的分斷性的指標（f6A=（H1+H2）/2）。 圖1、圖2中顯示出具體的切屑剖面。凸部平均高度：H1、凹部平均的高度：H2皆為靠肉眼劃線者。在圖1、圖2中，橫軸方向為切屑的長度方向。切屑的下表面（底面）為與工具接觸之面（切削面）。切屑的上表面為與切削面相對之自由表面。 平均切屑厚度與材料的強度的乘積與切削阻力密切相關，平均切屑厚度越薄，切削阻力越低。除含有3mass%的Pb之黃銅以外，大部分銅合金係幾乎不會呈曲折形狀，切屑的自由表面側的凹凸少，會產生厚度厚的切屑。因此，切屑的分斷性差。將該切屑稱為連續型。為了藉助某種切削工具而使切屑分斷，f6係0.80以下。例如，若使用帶一般的斷屑器之工具，則切屑將容易分斷。為了使切屑更容易分斷，f6係較佳為0.65以下，更佳為0.60以下。另一方面，若f6小於0.25，則會產生針狀的切屑，不佳。切屑係在長度方向上需要至少約0.5mm以上的長度，因此，f6係0.25以上，較佳為0.35以上。最佳為，f6為0.40～0.55，切屑容易分斷，不易產生針狀的切屑。切屑剖面為有規律的曲折形狀，f6換言之係從切削面至曲折形狀的頂點（凸部）的距離與從切削面至曲折形狀的底部（凹部）的距離之比。又，在進行車削時與工具接觸之面、亦即切屑的底面（切削面）係與工具的刀尖相對之面，因此不得不如圖1、圖2所示般光滑。再者，剖面為曲折形狀的切屑係表示：在微觀上，含有Si和P之β相、存在於β相中之P化合物、以及Pb粒子成為切削時的應力集中源，瞬時間有規律地進行有規律的直線剪斷破壞。例如，在切削速度為172m/分之情況下，每秒形成約2萬個大致梯形的顆粒，藉此在自由表面側形成有規律的曲折形狀（凹凸）。又，如上所述，平均切屑厚度係與切削阻力密切相關，又，平均切屑厚度係與進給聯動。儘管還取決於包括切削工具在內的切削條件，但在切削性為良好的合金之情況下，進給f的值（以下，稱為進給f或f的值）的約0.9～約1.8倍、較佳為約1.0～約1.7倍成為平均切屑厚度。在本實施形態中的試驗結果中，在含有3%Pb之黃銅的情況下，如後述，平均切屑厚度係f的值的約1.1倍。
（黃銅、β黃銅、含有3mass%的Pb之黃銅的切屑剖面形狀） 在切削速度40m/分、進給0.11mm/rev、切削深度1.0mm和切削速度172m/分、進給0.21mm/rev、切削深度2.0mm的條件下進行了切削試驗，實驗方法的細節待留後述。試樣合金係α黃銅（65Cu-35Zn）、β黃銅（54Cu-46Zn）、含有1mass%的Si之β黃銅（58.5Cu-1Si-40.5Zn）、含有1mass%的Si和0.06mass%的P之β黃銅（58.5Cu-1Si-0.06P-40.44Zn）、含有3mass%的Pb之黃銅（58.8Cu-3.1Pb-Zn）。將切削試驗之後觀察切屑的剖面之結果示於表22。 在切削速度40m/分、進給0.11mm/rev的情況下，在α黃銅中，f6為0.98，f6A為0.44。超過f6的規定的範圍，且平均切屑厚度為進給f的4.0倍。 在β黃銅中，f6為0.9，f6A為0.29。與α黃銅相比，觀察到些許切屑分斷的跡象，切屑厚度亦減小。然而，在本實施形態的f6的範圍之外，且平均切屑厚度為進給f的2.6倍，切屑分斷性並不充分，平均切屑厚度亦大。 在含有1mass%的Si之β黃銅中，藉由含有Si，作為切屑分斷性的指標之f6、f6A皆比β黃銅得到大幅改善。又，在含有1mass%的Si和0.06mass%的P之β黃銅中，f6、f6A皆進一步得到改善，其數值與含有3mass%的Pb之黃銅相同。如此，藉由使β黃銅含有1mass%Si且進一步含有0.06mass%的P，在不含Pb和Bi之情況下得到與含有3mass%的Pb之黃銅大致相同的切屑。然而，若在切削速度172m/分、進給0.21mm/rev的條件下進行切削，則作為切屑分斷性的指標之f6的值變大，切屑厚度亦變厚。在含有1mass%的Si且含有0.06mass%的P之β黃銅中，f6達到0.82，切屑分斷性受損。又，切屑厚度亦達到f的值的1.7倍。為了克服該課題，如上所述，使其含有適量的α相，且Pb和Bi的作用變得更加重要。
（韌性和強度/韌性平衡、f7） 與不含Pb之黃銅相比，具有優異的切削性之含有3%Pb之黃銅係作為韌性的基準之一之衝擊值低。本實施形態的合金係Pb和Bi的含量少，但關於常溫下的韌性，加上含有大量的β相，衝擊值係比不含Pb之黃銅低。又，在進行切削時切屑的分斷性良好、切屑剖面呈曲折形狀、且產生如剪斷破壞的直線斷裂之材料係至少具有脆的一面。本實施形態的課題係，提供一種藉由含有少量的Pb、Bi來具備優異的切屑分斷性，與切屑分斷性相反之性質亦即韌性/延性與切屑分斷性之間的平衡優異的合金。關於韌性，在室溫（例如10℃～30℃）下實施U凹槽形狀的沙丕衝擊試驗時，只要此時的衝擊值（I-1）為15J/cm2 以上，則在實際使用時不會存在大的問題。室溫（常溫）下的衝擊值（I-1）係較佳為20J/cm2 以上。熱加工之後，若實施冷加工，則衝擊值降低，但在不實施冷加工之熱擠壓後、熱鍛後或鑄物的情況下，常溫下的衝擊值（I-1）係25J/cm2 以上為較佳。又，關於本實施形態的課題之一亦即約200℃下的韌性，使用在200℃下加熱20分鐘之後之U凹槽形狀的試驗片進行沙丕衝擊試驗時的衝擊值（I-2）係較佳為12J/cm2 以上，更佳為確保為15J/cm2 以上即可。若200℃下的衝擊值（I-2）為較佳的數值以上，則在切削加工或實際使用時不會存在問題。本試驗係以如下步驟進行：將試驗片在盧中加熱至200℃，並將試驗片設置於試驗裝置，進行衝擊試驗。在加熱結束之後的5秒之後且20秒以內實施了試驗，因此實體溫度係比200℃低約10℃，但將其定義為本實施形態的試驗方法。又，作為在約200℃下變脆之基準，可舉出衝擊值的熱敏性f8=（I-2）/（I-1）、亦即f8=（200℃下的衝擊值）/（常溫下的衝擊值），（I-2）/（I-1）的值係較佳為至少0.5以上，更佳為0.65以上，進一步較佳為0.8以上。與常溫下相比，200℃下的衝擊試驗值的降低程度越大，表示200℃下的脆性的靈敏度越大。但是，優先加熱至200℃時的衝擊值（I-2）的值。 本實施形態係以高強度、強度與韌性、延性之間的優異的平衡為目的，作為強度的基準，採用維克氏硬度（HV），作為韌性的基準，採用U凹槽形狀試驗片的沙丕衝擊試驗值（I-1）。又，前提條件設為：常溫下的U凹槽形狀的沙丕衝擊試驗值（I-1）為15J/cm2 以上，且維克氏硬度（HV）為110以上。又，將常溫下的衝擊值（I-1）的1/2次方的值與維克氏硬度（HV）的乘積定義為特性關係式f7。強度與韌性之間的優異的平衡規定為，f7=（I-1）1/2 ×（HV）為至少550以上，較佳為600以上，更佳為650以上。但是，沙丕衝擊試驗片的形狀受到限制，例如，無法評價直徑小於15mm之棒材。 再者，本實施形態中以電氣/電子零件的用途為目的，因此至少電導率係較佳為13%IACS以上，更佳為15%IACS以上，因良好的傳導性在實際使用時幾乎不成問題，因此導電率的上限係無特別規定。
圖3係顯示出本實施形態之試驗No.T27的快削性合金的金相組織照片。 試驗No.T27係對合金No.S02實施步驟No.F1而得之合金。合金No.S02係Zn-62.1mass%Cu-0.91mass%Si-0.071mass%P-0.068mass%Pb-0.030mass%Bi合金。在步驟No.F1中，在620℃下進行熱鍛，且將530℃至440℃的平均冷卻速度設為28℃/分。 如圖3所示，用金屬顯微鏡觀察到顆粒狀且平均晶粒徑為約20μm的α相晶粒和α相晶粒內的約1～2μm的大小的Pb粒子。又，觀察到含有約0.3～1.5μm的大小的P之化合物存在於β相內。
（熱加工性） 本實施形態的快削性銅合金的特徵為，在約600℃下具有優異的變形能力，能夠熱擠壓成剖面面積小的棒，且能夠熱鍛成複雜的形狀。含有Pb之銅合金係在約600℃下進行強加工時產生大的裂紋，因此認為適當的熱擠壓溫度係625～800℃，且適當的熱鍛溫度係650～775℃。本實施形態的快削性銅合金的特徵為，在600℃下以80%以上的加工率進行熱加工時無裂紋，較佳的熱加工溫度係低於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，在600℃下，變形能力提高，變形阻力變低。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熱加工溫度，則熱擠壓用擠壓模等工具、擠壓機的容器、鍛造模具係加熱至400～500℃來使用。該等工具與熱加工材料之間的溫度差越小，越能夠獲得均勻的金相組織，越能夠製作出尺寸精度良好的熱加工材料，工具的溫度幾乎不會上升，因此工具壽命亦變長。又，同時，可獲得高強度、強度與伸長率之間的平衡優異的材料。
＜製造程序＞ 接著，對本發明的第1實施形態、第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係不僅依據組成而發生變化，而且還依據製造程序而發生變化。不僅受熱擠壓、熱鍛的熱加工溫度、熱處理條件的影響，而且還受熱加工和熱處理中的冷卻過程中的平均冷卻速度的影響。致力研究之結果，在鑄造、熱加工、熱處理的冷卻過程中，發現530℃至440℃的溫度範圍內的冷卻速度及400℃至200℃的溫度範圍內的冷卻速度會對金相組織造成影響。
（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℃之溫度亦即約950～約1200℃下進行。將比熔點高約50～約200℃之溫度亦即約900～約1100℃的熔態金屬澆鑄到預定的鑄模中，並藉由氣冷、緩慢冷卻、水冷等若干種冷卻方案來進行冷卻。然後，凝固後變成各種構成相。 （鑄物） 直至熔解、澆鑄的過程與前述相同，但會澆鑄到由具有預定的形狀之砂土形成之模或模具中，所得之鑄物有時亦會成為最終產品。又，有時亦會連續澆鑄熔態金屬來製成棒形狀的鑄物。在下一步驟中實施熱加工之情況下，不需要以下製造條件，但在鑄物成為最終產品之情況下，作為較佳的實施形態，推薦以下冷卻。 在澆鑄後的冷卻過程中，將530℃至440℃的溫度範圍內的平均冷卻速度設定為70℃/分以下、更佳為55℃/分以下、進一步較佳為45℃/分以下來進行冷卻。儘管還取決於P濃度，但藉由控制冷卻速度，可在β相中析出含有約0.1～3μm的P之化合物，藉此能夠提高合金的切削性。再者，為了抑制化合物在冷卻過程中粗大化，前述的平均冷卻速度的下限係設為0.1℃/分以上為較佳，設為0.3℃/分以上為進一步較佳。 進一步降低材料溫度，接著限制400℃至200℃的溫度範圍內的冷卻速度為較佳。尤其，在Si含量為1mass%以上之情況下，儘管還取決於Cu濃度等，但若前述溫度範圍內的平均冷卻速度慢，則有可能會析出γ相，因此5℃/分以上為較佳，10℃/分以上為更佳。該溫度範圍內的平均冷卻速度係不會使α、β相的量發生變化，但冷卻速度越快，越提高切屑分斷性、強度、韌性。因此，將400℃至200℃的溫度範圍內的平均冷卻速度設為75℃/分以上為進一步較佳。無需特別設置上限，但冷卻速度的效果會在500℃/分時飽和，因此設為500℃/分。再者，440℃至400℃的溫度範圍的用途為，轉移到400℃～200℃的冷卻速度，該溫度範圍內的冷卻速度並不特別重要。
（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，在進行兩個以上的熱加工步驟之情況下，在以下條件下進行最後的熱加工步驟。
（1）熱擠壓 首先，關於熱擠壓，作為較佳的實施形態，儘管還取決於擠壓比（熱加工率）、設備能力，但以實際上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）超過530℃且低於650℃之溫度進行熱擠壓。熱擠壓溫度的下限係與熱間的變形阻力相關，上限係與α相的形狀相關，藉由在越狹窄的溫度範圍內進行管理，可獲得越穩定的金相組織。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不是顆粒狀，或容易出現直徑超過50μm之粗大的α相晶粒。若出現針狀或粗大的α相晶粒，則強度略微降低，強度與延性之間的平衡略微變差。又，含有P之析出物的分布會變得略微不均勻，長邊大的α相晶粒和粗大的α相晶粒會阻礙切削，切削性略微變差。α相晶粒的形狀係與組成關係式f1和擠壓溫度相關，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。藉由在比含有Pb之銅合金低的溫度下進行擠壓，能夠具備更良好的切削性和高強度。
又，藉由對熱擠壓後的冷卻速度下功夫，能夠獲得具備更優異的切削性之材料。亦即，在熱擠壓後的冷卻過程中，將530℃至440℃的溫度範圍內的平均冷卻速度設定為70℃/分以下、更佳為55℃/分以下、進一步較佳為45℃/分以下來進行冷卻。儘管還取決於P的量，但藉由將平均冷卻速度限制為70℃/分以下，能夠用倍率500倍的金屬顯微鏡確認含有P之化合物的存在。另一方面，若冷卻速度過慢，則會使含有P之化合物生長，有可能會降低對切削性的效果，因此前述的平均冷卻速度係0.1℃/分以上為較佳，0.3℃/分以上為更佳。 另一方面，進一步降低溫度，接著限制400℃至200℃的溫度範圍內的冷卻速度為較佳。尤其，在Si含量為1mass%以上之情況下，儘管還取決於Cu濃度等，但若前述溫度範圍內的平均冷卻速度慢，則有可能會析出γ相，因此5℃/分以上為較佳，10℃/分以上為更佳。該溫度範圍內的平均冷卻速度係看上去不會使α、β相的量發生變化，但會抑制含有P之化合物的生長或α晶粒的生長，冷卻速度越快，越提高切屑分斷性、韌性、強度。具體而言，將400℃至200℃的溫度範圍內的平均冷卻速度設為75℃/分以上為進一步較佳。無需特別設置上限，但冷卻速度的效果會在500℃/分時飽和，因此設為500℃/分。再者，440℃至400℃的溫度範圍的用途為，轉移到400℃～200℃的冷卻速度，該溫度範圍內的冷卻速度並不特別重要。 鑑於能夠實際測定的測定位置，熱加工溫度係定義為從熱擠壓、熱鍛、熱軋的結束時刻開始約3秒後或4秒後的能夠實際測定的熱加工材料的溫度。金相組織係受剛加工之後的溫度的影響，該加工經歷了較大的塑性變形。討論之熱加工後的平均冷卻速度為約70℃/分，因此3～4秒後的溫度降低係靠計算為約4℃，幾乎不受影響。
（2）熱鍛 作為素材，熱鍛係主要使用熱擠壓材料，但亦使用連續鑄造棒。與熱擠壓相比，熱鍛係加工速度快，加工成複雜形狀，依據情況，有時壁厚會被強加工至約3mm，因此鍛造溫度高。作為較佳的實施形態，成為鍛造品的主要部位之施以較大的塑性加工之熱鍛材料的溫度、亦即剛鍛造之後（鍛造的結束時刻）的約3秒後或4秒後的材料溫度係超過530℃且低於675℃為較佳。在作為鍛造用黃銅合金而廣為使用之含有2mass%的量的Pb之黃銅合金（59Cu-2Pb-剩餘部分Zn）中，熱鍛溫度的下限係650℃，但本實施形態的熱鍛溫度係低於650℃為更佳。在熱鍛中，亦與組成關係式f1和熱鍛溫度相關，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相晶粒的形狀越為顆粒狀且α相晶粒的大小越小，因此強度變高，強度與延性之間的平衡變得更良好，且切削性變得更良好。
又，藉由對熱鍛後的冷卻速度下功夫，會成為具備更良好的切削性之材料。亦即，在熱鍛後的冷卻過程中，將530℃至440℃的溫度範圍內的平均冷卻速度設定為70℃/分以下、更佳為55℃/分以下、進一步較佳為45℃/分以下來進行冷卻。儘管還取決於P濃度，但藉由控制冷卻速度，可在β相中析出含有約0.1～3μm的P之化合物，藉此能夠提高合金的切削性。再者，為了抑制化合物在冷卻過程中粗大化，前述的平均冷卻速度的下限係設為0.1℃/分以上為較佳，設為0.3℃/分以上為進一步較佳。 另一方面，進一步降低材料溫度，接著限制400℃至200℃的溫度範圍內的冷卻速度為較佳。尤其，在Si含量為1mass%以上之情況下，儘管還取決於Cu濃度等，但若前述溫度範圍內的平均冷卻速度慢，則有可能會析出γ相，因此5℃/分以上為較佳，10℃/分以上為更佳。該溫度範圍內的平均冷卻速度係不會使α、β相的量發生變化，但冷卻速度越快，越提高切屑分斷性、強度、韌性。因此，將400℃至200℃的溫度範圍內的平均冷卻速度設為75℃/分以上為進一步較佳。無需特別設置上限，但冷卻速度的效果會在500℃/分時飽和，因此設為500℃/分。再者，440℃至400℃的溫度範圍的用途為，轉移到400℃～200℃的冷卻速度，該溫度範圍內的冷卻速度並不特別重要。
（3）熱軋 在熱軋中，加熱鑄塊，反覆進行5～15次軋製。又，最後的熱軋結束時的材料溫度（從結束時刻開始經過3～4秒後的材料溫度）超過530℃且低於650℃為較佳，低於625℃為更佳。熱軋結束後，冷卻軋製材料，但與熱擠壓相同地，530℃至440℃的溫度範圍內的平均冷卻速度係0.1℃/分以上且70℃/分以下為較佳，更佳為0.3℃/分以上、或55℃/分以下、或45℃/分以下。 又，限制400℃至200℃的溫度範圍內的冷卻速度為較佳。尤其，在Si含量為1mass%以上之情況下，儘管還取決於Cu濃度等，但若前述溫度範圍內的平均冷卻速度慢，則有可能會析出γ相，因此5℃/分以上為較佳，10℃/分以上為更佳。該溫度範圍內的平均冷卻速度係看上去不會使α、β相的量發生變化，但冷卻速度越快，越提高切屑分斷性、強度、韌性。因此，將400℃至200℃的溫度範圍內的平均冷卻速度設為75℃/分以上為進一步較佳。無需特別設置上限，但冷卻速度的效果會在500℃/分時飽和，因此設為500℃/分。
（熱處理） 銅合金的主要熱處理係亦稱為退火。例如，在加工成無法藉由熱擠壓擠壓之小尺寸之情況下，在冷拉伸或冷拉線之後，依據需要進行熱處理。該熱處理係以再結晶、亦即軟化材料為目的而實施。軋製材料亦同樣地實施冷軋製和熱處理。在本實施形態中，還以進一步控制α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，材料在350℃以上且540℃以下的溫度下加熱0.1小時至8小時。在前步驟中未形成含有P之化合物之情況下，熱處理中形成含有P之化合物。
（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，或為了使被擠壓之棒材、捲材成為彎曲較少的直線形狀，有時會對熱擠壓材料實施冷加工。例如，會以約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。進而，有時會以應力去除退火、矯正等為目的而在200℃至400℃的溫度條件下實施低溫退火。 細棒、線或軋製材料係被反覆實施冷加工和熱處理，並在熱處理後，實施最終加工率0%～約30%的冷加工、矯正加工、低溫退火。 冷加工的優點係提高合金的強度。藉由對熱加工材料組合實施冷加工和熱處理，即使其順序顛倒，亦能夠維持強度與延性的平衡，依據用途，能夠獲得重視強度或重視延性的特性。再者，冷加工對切削性幾乎沒有影響。
依據如上構成之本發明的第1實施形態、第2實施形態之快削性合金，如上規定了合金組成、組成關係式f1～f3、組織關係式f4、組成/組織關係式f5，因此即使Pb及Bi的含量少，亦能夠獲得優異的切削性，具有優異的熱加工性、高強度、優異的強度與延性之間的平衡。
以上，對本發明的實施形態進行了說明，但本發明係並不限定於此，能夠在不脫離該發明的技術要件之範圍內進行適當變更。 [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，以下實施例係用於說明本實施形態的效果者，實施例中記載之構成要件、程序、條件並非限定本實施形態的技術範圍者。
使用實際操作中使用之低頻熔解盧及半連續鑄造機來實施了銅合金的試製試驗。 又，使用實驗室設備實施了銅合金的試製試驗。 將合金組成示於表3～6。又，將製造步驟示於表7～12。再者，在組成中，“MM”係表示稀土金屬合金，且表示稀土類元素的總量。又，作為不可避免的雜質，實施例中使用之合金中未檢測出Cd。以下示出各製造步驟。
（步驟No.A1～A4、A10） 如表7所示，藉由實際操作的低頻熔解盧及半連續鑄造機製造出直徑240mm的坯料。原料係使用了基於實際操作者。將坯料切成長度800mm並進行了加熱。用標稱能力3000噸的熱擠壓機擠壓出2條直徑25.6mm的圓棒。然後，以若干個平均冷卻速度在530℃至440℃的溫度範圍、400℃至200℃的溫度範圍內冷卻了擠壓材料。使用放射溫度計以熱擠壓的中間階段至最後階段為中心進行溫度測定，測定了從擠壓機擠壓後的約3～4秒後的擠壓材料的溫度。再者，此後的熱擠壓、熱鍛、熱軋的溫度測定中使用了LumaSense Technologies Inc製IGA8Pro/MB20型號的放射溫度計。
確認到該擠壓材料的溫度的平均值為表7所示之溫度的±5℃（在（表中所示之溫度）-5℃～（表中所示之溫度）+5℃的範圍內）。 在步驟No.A1、A2中，擠壓溫度為580℃，在步驟No.A3中，擠壓溫度為680℃，在步驟No.A4中，擠壓溫度為620℃。又，熱擠壓後，530℃至440℃的平均冷卻速度係在步驟No.A1、A2、A3中設為30℃/分，在步驟No.A4中設為80℃/分。在此後的冷卻中，400℃至200℃的溫度範圍的冷卻速度係在步驟No.A1、A3中設為25℃/分，在步驟No.A2中設為120℃/分，在步驟No.A4中設為30℃/分。
熱擠壓結束後，除步驟No.A10以外，在冷間拉伸至直徑25.6mm至直徑25.0mm（加工率4.6%）。 在步驟No.A10中，在550℃下進行熱擠壓至直徑45mm，將530℃至440℃的平均冷卻速度設為20℃/分，將400℃至200℃的平均冷卻速度設為40℃/分。步驟No.A10中得到之擠壓材料係用於鍛造實驗。
（步驟No.C0、C1～C3、C10） 如表8所示，在實驗室中，以預定的成分比熔解了原料。還製作出有意地進一步追加添加有不可避免的雜質元素之試樣。將熔態金屬澆鑄到直徑100mm、長度180mm的模具中，製作出坯料（合金No.S11～S31、S41～S44、S51～S63）。 加熱該坯料，對步驟No.C1、C2、C3，將擠壓溫度設為590℃，擠壓成直徑25.6mm的圓棒。擠壓後的530℃至440℃的溫度範圍內的平均冷卻速度係在步驟No.C1、C3中設為25℃/分，在步驟No.C2中設為80℃/分。在此後的冷卻中，400℃至200℃的溫度範圍的冷卻速度係在步驟No.C1中設為20℃/分，在步驟No.C2中設為40℃/分，在步驟No.C3中設為3℃/分。 熱擠壓結束後，除步驟No.C10以外，在冷間拉伸至直徑25.6mm至直徑25.0mm（加工率4.6%）。 又，對合金No.S41～S44實施了步驟No.C0。詳細而言，對合金No.S41，將擠壓溫度設為820℃。除合金No.S41以外，對合金No.S42～S44，將擠壓溫度設為590℃。然後，熱擠壓成直徑25.6mm，進行了矯正。擠壓後的平均冷卻速度係與步驟No.C1相同。接著，在500℃下對合金No.S41～S44進行了2小時熱處理。 進而，作為比較材料，準備了市售的添加有Pb之黃銅棒（合金No.S45）。 在步驟No.C10中，將擠壓溫度設為590℃，擠壓成直徑45mm。將530℃至440℃的溫度範圍內的平均冷卻速度設為20℃/分，將400℃至200℃的平均冷卻速度設為20℃/分。步驟No.C10中得到之擠壓材料係作為鍛造用素材。
（步驟D1、D2） 如表9所示，在步驟No.D1、D2中，從實驗室的熔解盧得到熔態金屬，分別澆鑄到內徑30mm、內徑45mm的模具中。在冷卻過程中，將530℃至440℃的溫度範圍內的平均冷卻速度設為40℃/分，將400℃至200℃的溫度範圍內的冷卻速度設為30℃/分。步驟No.D1中得到之鑄物係作為切削試驗、機械試驗用素材。步驟No.D2中得到之鑄物係作為步驟No.F3的鍛造用素材。
（步驟No.E1） 如表10所示，步驟No.E1係包括退火之步驟。 在步驟No.E1中，將擠壓溫度設為590℃，擠壓成直徑29.0mm的圓棒。將530℃至440℃的溫度範圍內的平均冷卻速度設為30℃/分，將400℃至200℃的平均冷卻速度設為25℃/分。冷拉伸至直徑26.0mm，接著在420℃下實施了60分鐘熱處理。接著，冷拉伸至直徑24.5mm。該步驟主要係例如獲得直徑7mm以下的細棒材之步驟，但若棒材較細，則無法進行切削試驗，又，無法進行衝擊試驗，因此用直徑大的擠壓棒進行了代用試驗。
（步驟No.F1～F6） 如表11所示，將步驟No.A10、C10、D2中得到之直徑45mm的圓棒、鑄物切成長度180mm。橫放該圓棒，並用熱鍛沖壓能力150噸的沖壓機鍛造成厚度16mm。在剛熱鍛成預定的厚度之後（熱鍛的結束時刻）經過約3～約4秒之後，使用放射溫度計及接觸溫度計進行了溫度測定。確認到熱鍛溫度（熱加工溫度）係在表11所示之溫度±5℃的範圍（在（表中所示之溫度）-5℃～（表中所示之溫度）+5℃的範圍內）。 在步驟No.F5中將熱鍛溫度設為690℃，在除步驟No.F5以外的步驟No.F1～F4、F6中將其設為620℃，實施了熱鍛。在步驟No.F2、F5中將530℃至440℃的溫度範圍內的平均冷卻速度設為40℃/分，在除步驟No.F2、F5以外的步驟No.F1、F3、F4、F6中將其設為28℃/分，實施了冷卻。然後，在步驟No.F1、F2、F3、F5中將400℃至200℃的溫度範圍內的平均冷卻速度設為20℃/分，在步驟No.F4中將其設為150℃/分，在步驟No.F6中將其設為3℃/分，實施了冷卻。 熱鍛材料係進行切斷而用於切削試驗、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12～25。
（金相組織的觀察） 藉由以下方法觀察金相組織，利用圖像分析測定了α相、β相、γ相、κ相、μ相等各相的面積率（%）。再者，α’相、β’相、γ’相係分別包括於α相、β相、γ相中。 與長度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、鍛造品。接著，對表面進行鏡面研磨（mirror polishing），並用過氧化氫和氨水的混合液進行了蝕刻。在蝕刻中，使用了混合3vol%的過氧化氫水3mL和14vol%的氨水22mL之水溶液。在約15℃～約25℃的室溫下將金屬的研磨面浸漬於該水溶液中約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，檢查了含有P之化合物的有無。在5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，求出各相的面積率。詳細而言，對各相求出5視野的面積率的平均值，將平均值作為各相的相比率。排除掉氧化物、硫化物、Pb粒子、包含含有P之化合物之析出物、晶出物，將所有構成相的總面積率設為100%。
然後，觀察了含有P之化合物。能夠使用金屬顯微鏡以500倍觀察之最小的析出粒子的大小係約0.3μm。儘管還取決於P的含量、製造條件，但在一個顯微鏡視野中存在數個～數百個含有P之化合物。含有P之化合物係大多存在於β相內、α相與β相的相界。進而，有時會在β相內存在大小小於2μm之γ相。在本實施形態中，無法用倍率500倍的金屬顯微鏡識別小於2μm之大小的相，因此小於2μm之大小的微細的γ相係被當作β相。含有P之化合物係在金屬顯微鏡下呈黑灰色，由Mn、Fe形成之析出物、化合物係呈水色，因此可以區分。 再者，若用本實施形態的蝕刻液蝕刻含有P之試樣，則如圖3所示，可以明顯地看到α相與β相的相界。當P的含量係大致0.01mass%時，相界變得更加明顯，P的含有使金相組織發生了變化。
在難以鑒別相、鑒別析出物、判定含有P之化合物之情況下，使用場放射型掃描電子顯微鏡（FE-SEM）（JEOL Ltd.製JSM-7000F）和附帶的EDS，在加速電壓15kV、電流值（設定值15）的條件下，藉由FE-SEM-EBSP（電子背散射繞射圖像（Electron Back Scattering Diffracton Pattern））法，以倍率500倍或2000倍確定了相、析出物。在藉由金屬顯微鏡觀察的階段未在含有P之試樣中觀察到含有P之化合物之情況下，以倍率2000倍確認了含有P之化合物的有無。 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“A”（良好）。在用500倍的金屬顯微鏡未觀察到含有P之化合物而以2000倍的倍率確認到該含有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”（合格）。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“C”（不合格）。關於本實施形態的含有P之化合物的存在，視為亦包括“B”。在表中，將含有P之化合物的存在評價的結果示於“P化合物的有無”項中。
（導電率） 導電率的測定係使用了FOERSTER JAPAN LIMITED.製導電率測定裝置（SIGMATEST D2.068）。再者，在本說明書中，術語“電導”和“導電”以相同的含義使用。又，熱導性與電導性係具有較強的相關性，因此導電率越高，表示熱導性越良好。
（利用車床之切削性試驗） 切削性的評價係藉由利用車床之切削試驗如下進行了評價。利用車床之實際的切削條件係各種各樣，但在實施例中，在兩種條件下進行。一種係在切削速度：40m/分、切削深度：1.0mm、進給：0.11mm/rev的相對較低的速度/進給/切削深度的條件下進行了切削試驗。另一種係在更嚴峻的切削條件、亦即切削速度：172m/分、切削深度：2.0mm、進給：0.21mm/rev的相對較高的速度/進給/切削深度的條件下進行了切削試驗。然後，依據切屑的分斷性評價了切削的好壞。 具體而言，前者係對熱擠壓棒材、熱鍛品、鑄物實施切削加工，製作出直徑14mm的試驗材料。將不帶斷屑器之K10的超硬工具（刀片）安裝於車床。使用該車床，在乾燥條件下，以傾角：0°、刀尖半徑：0.4mm、後角：6°、切削速度：40m/分、切削深度：1.0mm、進給：0.11mm/rev的條件，切削了直徑14mm的試驗材料的圓周。 後者係對熱擠壓棒材、熱鍛品、鑄物實施切削加工，製作出直徑22mm的試驗材料。將帶斷屑器之K10的超硬工具（刀片）安裝於車床。使用該車床，在乾燥條件下，以傾角：0°、刀尖半徑：0.4mm、後角：6°、切削速度：172m/分、切削深度：2.0mm、進給：0.21mm/rev的條件，切削了直徑22mm的試驗材料的圓周。
切削之後收集切屑，若將切屑的產生方向（切屑排出之方向）視為長度方向，則將其與產生之切屑的寬度方向垂直地（將切屑的寬度方向立起）埋入樹脂中，研磨埋入於樹脂中之切屑，加工成鏡面。然後，用顯微鏡觀察了切屑的剖面。為了評價切屑的分斷性，當將從底面起的凸部的高度的平均設為H1、將凹部的高度的平均設為H2時，依據f6=H2/H1評價了切屑的分斷性。又，亦測定了H2和H1的平均（f6A=（H1+H2）/2）、亦即平均切屑厚度。再者，H1、H2的單位係mm。 圖1、圖2中顯示出具體的切屑剖面。平均凸部高度：H1、平均的凹部高度：H2皆為靠肉眼劃線者。觀察視野係設為5視野，以該等的平均值計算出f6及f6A。 切削性優異的材料係大體上每10台切削機械用到1人左右的較少人數，從而無需不耗費人力即可連續地實施，因此在實際的切削中成為較大問題的是，切屑纏繞於工具及切屑的大體積。在此，為了使切屑容易分斷，H2/H1=f6為0.80以下。只要至少使用帶斷屑器之工具，則切屑係容易分斷。f6係較佳為0.65以下，更佳為0.60以下。另一方面，若f6小於0.25，則切屑會過於分斷，產生針狀的切屑，會產生切屑進入到切削機械的間隙或處理切屑時傷到人等問題。因此，f6係0.25以上，較佳為0.35以上。最佳為，f6為0.40～0.55，即使不帶斷屑器，亦可容易使切屑分斷。但是，切屑的剖面形狀係不僅取決於切削工具，而且還取決於切削條件。在本實施例中，在低速/低進給、高速/高進給這兩個條件下，評價了切屑的分斷性。含有Si和P之β相的低速/低進給的切屑分斷性係顯示出與含有3mass%的Pb之快削性銅合金幾乎相同的f6的值，顯示出優異的切屑的分斷性。然而，在高速/高進給的條件下，含有Si和P之β相的f6的值變大，損害了切屑的分斷性。在本實施形態的合金中，克服了β相的問題點，藉由含有適量的α相且利用Pb粒子的效果，即使在高速/高進給的切削條件下，亦得到良好的切屑的分斷性。尤其，在切削速度我172m/分之情況下，每秒有規律地形成約2萬個有規律的曲折形狀（凹凸）、大致梯形形狀的顆粒。 又，平均切屑厚度係與切削阻力密切相關，又，平均切屑厚度係與進給聯動。儘管還取決於包括切削工具在內的切削條件，但在切削性、切屑分斷性如本實施形態的合金般良好的合金的情況下，進給f的值的約0.9～約1.8倍、較佳為約1.0～約1.7倍成為平均切屑厚度。順便一提，在含有3%Pb之黃銅的情況下，平均切屑厚度係f的值的約1.1倍。在本實施形態的合金的情況下，平均切屑厚度係在f的值的約1.1～1.6倍的範圍內，切屑厚度亦薄，不存在問題。
（機械特性） （硬度） 使用維克氏硬度計，以荷重49kN測定了各試驗材料的硬度。為了具有高強度，硬度係較佳為110Hv以上，更佳為120Hv以上時，可以說在未實施塑性加工之快削性熱擠壓棒、快削性熱鍛品、快削性銅合金鑄物中為極高的水準。
（衝擊特性） 在衝擊試驗中，收集了基於JIS Z 2242之U凹槽試驗片（凹槽深度2mm、凹槽底半徑1mm）。用半徑2mm的衝擊刃進行沙丕衝擊試驗，測定了衝擊值。在室溫（例如10℃～30℃）下，若U凹槽形狀的沙丕衝擊試驗值（I-1）為15J/cm2 以上，則在實際使用時不存在較大問題。常溫下的衝擊試驗值（I-1）係較佳為20J/cm2 以上。熱加工之後，若實施冷加工，則衝擊值降低，但在不實施冷加工之熱擠壓後、熱鍛後或鑄物的情況下，常溫下的衝擊試驗值（I-1）係25J/cm2 以上為較佳。 200℃下的衝擊試驗係如下實施。將上述試驗片放入盧中，在試驗片達到197℃（200℃-3℃）之後保持了20分鐘。接著，取出試驗片，將衝擊試驗片設置於試驗機，用半徑2mm的衝擊刃實施了沙丕衝擊試驗。從盧中取出試驗片之後的5秒至20秒後，實施了試驗。試驗時的實體溫度係約190℃。 200℃下的衝擊試驗值（I-2）為12J/cm2 以上，較佳為確保在15J/cm2 以上。若為較佳的數值以上，則在切削加工或實際使用時不存在問題。作為200℃下的衝擊值的降低程度（靈敏度），採用了f8=（I-2）/（I-1）。為了使200℃下的韌性的降低靈敏度低，f8較佳為0.5以上，更佳為0.65以上，進一步較佳為0.8以上。但是，優先200℃下的衝擊值的絕對值（I-2）的值。
（硬度與韌性之間的平衡） 本實施形態係以高強度、強度與韌性、延性之間的優異的平衡為目的，作為強度的基準，採用維克氏硬度（HV），作為韌性的基準，採用U凹槽形狀試驗片的沙丕衝擊試驗值。又，作為前提條件，常溫下的U凹槽形狀的沙丕衝擊試驗值（I-1）為15J/cm2 以上，且維克氏硬度（HV）為110以上。又，作為韌性與強度之間的平衡指數，將（I-1）的1/2次方的值與維克氏硬度（HV）的乘積定義為特性關係式f7。規定f7=（I-1）1/2 ×（HV）至少為550以上，較佳為600以上，更佳為650以上。
【表3】
合金 No. 成分組成（mass%） 不可避免的雜質（mass%） 組成關係式
Cu Si P Pb Bi Zn Fe Mn Cr Co Sn Al Ni Ag As Sb B MM f1 f2 f3
S01 63.2 1.05 0.049 0.063 0.016 剩餘部分 0.09 0.01 0.02 0.01 0.06 0.01 0.05 0.01 0.00 0.01 0.00 0.00 58.3 0.079 0.20
S02 62.1 0.91 0.071 0.068 0.030 剩餘部分 0.05 0.01 0.00 0.00 0.11 0.00 0.02 0.02 0.00 0.00 0.00 0.00 57.8 0.098 0.31
S11 63.5 1.11 0.074 0.084 0.018 剩餘部分 0.05 0.00 0.00 0.00 0.05 0.00 0.07 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 58.3 0.102 0.18
S12 63.6 1.00 0.042 0.058 0.025 剩餘部分 0.03 0.08 0.00 0.01 0.05 0.01 0.03 0.01 0.01 0.00 0.00 0.00 58.9 0.083 0.30
S12.1 63.5 1.00 0.040 0.060 0.025 剩餘部分 0.19 0.08 0.00 0.01 0.05 0.01 0.03 0.01 0.01 0.00 0.00 0.00 58.8 0.085 0.29
S12.2 63.6 1.01 0.043 0.059 0.024 剩餘部分 0.27 0.08 0.00 0.01 0.05 0.01 0.03 0.01 0.01 0.00 0.00 0.00 58.9 0.083 0.29
S12.3 63.6 1.00 0.042 0.058 0.025 剩餘部分 0.30 0.19 0.00 0.01 0.05 0.01 0.03 0.01 0.01 0.00 0.00 0.00 58.9 0.083 0.30
S12.4 63.5 1.01 0.043 0.057 0.024 剩餘部分 0.03 0.08 0.00 0.01 0.20 0.07 0.03 0.01 0.01 0.00 0.00 0.00 58.8 0.081 0.30
S12.5 63.5 1.00 0.041 0.059 0.025 剩餘部分 0.03 0.08 0.00 0.01 0.34 0.13 0.03 0.01 0.01 0.00 0.00 0.00 58.8 0.084 0.30
S13 64.2 1.03 0.093 0.142 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 0.00 0.00 59.4 0.172 0.17
S14 61.7 0.82 0.067 0.002 0.002 剩餘部分 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 57.8 0.004 0.50
S15 63.9 1.24 0.123 0.147 0.042 剩餘部分 0.05 0.00 0.00 0.00 0.05 0.00 0.01 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 58.1 0.189 0.22
S15.1 63.9 1.24 0.123 0.147 0.042 剩餘部分 0.05 0.00 0.00 0.00 0.05 0.00 0.01 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 58.1 0.189 0.22
S16 62.4 0.97 0.027 0.117 0.015 剩餘部分 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 57.9 0.132 0.11
S16.1 62.4 0.97 0.027 0.117 0.015 剩餘部分 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 57.9 0.132 0.11
S17 63.7 0.98 0.091 0.078 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 0.00 0.00 59.1 0.114 0.32
S18 62.8 1.20 0.036 0.077 0.038 剩餘部分 0.07 0.05 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 57.2 0.115 0.33
S18.1 62.8 1.19 0.035 0.076 0.037 剩餘部分 0.07 0.05 0.00 0.00 0.17 0.09 0.04 0.02 0.00 0.00 0.00 0.00 57.2 0.113 0.33
S18.2 62.7 1.18 0.037 0.077 0.038 剩餘部分 0.07 0.05 0.00 0.00 0.38 0.09 0.04 0.02 0.00 0.00 0.00 0.00 57.2 0.115 0.33
S19 64.5 1.26 0.065 0.061 0.038 剩餘部分 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 58.6 0.099 0.38
備註）MM係表示稀土金屬合金。
【表4】
合金 No. 成分組成（mass%） 不可避免的雜質（mass%） 組成關係式
Cu Si P Pb Bi Zn Fe Mn Cr Co Sn Al Ni Ag As Sb B MM f1 f2 f3
S20 59.9 0.64 0.086 0.085 0.033 剩餘部分 0.02 0.06 0.01 0.01 0.00 0.03 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.01 56.9 0.118 0.28
S20.1 59.9 0.64 0.086 0.085 0.033 剩餘部分 0.02 0.06 0.01 0.01 0.00 0.03 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.01 56.9 0.118 0.28
S21 62.6 1.03 0.039 0.028 0.009 剩餘部分 0.07 0.00 0.00 0.01 0.11 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 57.8 0.037 0.24
S21.1 62.6 1.03 0.039 0.028 0.009 剩餘部分 0.07 0.00 0.00 0.01 0.11 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 57.8 0.037 0.24
S22 62.7 0.98 0.063 0.019 0.005 剩餘部分 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 58.1 0.024 0.21
S23 61.4 0.78 0.009 0.105 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 0.00 0.00 57.8 0.130 0.19
S24 61.7 0.71 0.035 0.076 0.029 剩餘部分 0.03 0.04 0.00 0.00 0.05 0.00 0.00 0.01 0.00 0.00 0.00 0.01 58.4 0.105 0.28
S24.1 61.8 0.72 0.034 0.078 0.029 剩餘部分 0.16 0.13 0.00 0.00 0.05 0.00 0.00 0.01 0.00 0.00 0.00 0.01 58.5 0.107 0.27
S24.2 61.8 0.72 0.035 0.077 0.027 剩餘部分 0.26 0.24 0.00 0.00 0.05 0.00 0.00 0.01 0.00 0.00 0.00 0.01 58.5 0.104 0.26
S25 63.2 1.13 0.057 0.101 0.022 剩餘部分 0.06 0.00 0.00 0.00 0.04 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 57.9 0.123 0.18
S25.1 63.2 1.13 0.057 0.101 0.022 剩餘部分 0.06 0.00 0.00 0.00 0.04 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 57.9 0.123 0.18
S25.2 63.2 1.13 0.057 0.101 0.022 剩餘部分 0.06 0.00 0.00 0.00 0.04 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 57.9 0.123 0.18
S26 62.7 1.16 0.020 0.105 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 0.00 0.00 57.3 0.153 0.31
S26.1 62.7 1.16 0.020 0.105 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 0.00 0.00 57.3 0.153 0.31
S27 62.1 0.91 0.071 0.004 0.048 剩餘部分 0.05 0.01 0.00 0.00 0.11 0.00 0.02 0.02 0.00 0.00 0.00 0.00 57.8 0.052 0.92
S28 62.7 0.86 0.047 0.082 0.019 剩餘部分 0.09 0.01 0.02 0.00 0.06 0.00 0.05 0.01 0.01 0.00 0.006 0.00 58.7 0.101 0.19
S28.1 62.7 0.86 0.047 0.082 0.019 剩餘部分 0.09 0.01 0.02 0.00 0.06 0.00 0.05 0.01 0.01 0.00 0.006 0.00 58.7 0.101 0.19
S29 61.1 0.76 0.015 0.080 0.045 剩餘部分 0.05 0.01 0.00 0.00 0.06 0.02 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 57.6 0.125 0.36
S30 63.0 1.02 0.053 0.006 0.070 剩餘部分 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 58.2 0.076 0.92
S31 62.2 0.93 0.004 0.008 0.042 剩餘部分 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 57.9 0.050 0.84
備註）MM係表示稀土金屬合金。
【表5】
合金 No. 成分組成（mass%） 不可避免的雜質（mass%） 組成關係式
Cu Si P Pb Bi Zn Fe Mn Cr Co Sn Al Ni Ag As Sb B MM f1 f2 f3
β黃銅
S41 65.0 0.00 0.000 0.000 0.000 剩餘部分 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00
S42 54.0 0.00 0.000 0.000 0.000 剩餘部分 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00
S43 58.5 1.00 0.000 0.000 0.000 剩餘部分 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00
S44 58.5 1.00 0.060 0.000 0.000 剩餘部分 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00
3%Pb黃銅
S45 58.8 0.00 0.001 3.100 0.010 剩餘部分 0.23 0.01 0.00 0.02 0.29 0.00 0.04 0.01 0.00 0.01 0.00 0.00 3.110
備註）MM係表示稀土金屬合金。
【表6】
合金 No. 成分組成（mass%） 不可避免的雜質（mass%） 組成關係式
Cu Si P Pb Bi Zn Fe Mn Cr Co Sn Al Ni Ag As Sb B MM f1 f2 f3
S51 65.1 1.36 0.077 0.040 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 0.00 0.00 58.7 0.075 0.47
S52 63.1 1.11 0.114 0.145 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 0.00 0.00 57.9 0.222 0.35
S52.1 63.1 1.11 0.114 0.145 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 0.00 0.00 57.9 0.222 0.35
S53 59.5 0.25 0.050 0.070 0.030 剩餘部分 0.03 0.02 0.00 0.00 0.03 0.00 0.05 0.02 0.00 0.02 0.00 0.00 58.4 0.100 0.30
S54 60.0 0.85 0.076 0.075 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 0.00 0.00 56.0 0.103 0.27
S54.1 60.0 0.85 0.076 0.075 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 0.00 0.00 56.0 0.103 0.27
S55 61.1 0.65 0.000 0.070 0.020 剩餘部分 0.05 0.00 0.00 0.00 0.05 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.01 58.1 0.090 0.22
S56 60.7 0.47 0.044 0.055 0.034 剩餘部分 0.03 0.00 0.00 0.00 0.05 0.00 0.04 0.01 0.00 0.00 0.00 0.00 58.5 0.089 0.38
S57 63.6 0.74 0.100 0.112 0.031 剩餘部分 0.00 0.00 0.00 0.01 0.00 0.02 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 60.1 0.143 0.22
S58 62.0 0.86 0.038 0.001 0.001 剩餘部分 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 57.9 0.002 0.50
S59 61.2 0.62 0.020 0.015 0.003 剩餘部分 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 58.3 0.018 0.17
S60 63.0 1.05 0.122 0.092 0.049 剩餘部分 0.00 0.00 0.00 0.00 0.06 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 58.1 0.141 0.35
S61 62.5 0.98 0.062 0.051 0.049 剩餘部分 0.06 0.00 0.00 0.00 0.04 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 57.9 0.100 0.49
S62 58.5 0.10 0.020 0.040 0.190 剩餘部分 0.07 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 58.1 0.230 0.83
S63 61.5 0.90 0.210 0.100 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 0.00 0.00 57.2 0.145 0.31
備註）MM係表示稀土金屬合金。
【表7】 步驟A：實機製造步驟（直接擠壓、棒材）
步驟 No. 熱擠壓 冷拉伸 備註
擠壓材料的 直徑 （mm） 溫度 （℃） 530～440℃下的 冷卻速度 （℃/分） 400～200℃下的 冷卻速度 （℃/分） 加工率 （%）
A1 25.6 580 30 25 4.6
A2 25.6 580 30 120 4.6
A3 25.6 680 30 25 4.6
A4 25.6 620 80 30 4.6
A10 45.0 550 20 40 至步驟F（鍛造用素材）
【表8】 步驟C：實驗室中的擠壓
步驟 No. 熱擠壓 冷加工 熱處理 備註
擠壓材料的 直徑 （mm） 溫度 （℃） 530～440℃下的 冷卻速度 （℃/分） 400～200℃下的 冷卻速度 （℃/分） 加工率 （%） 溫度 （℃） 時間 （分）
C0 25.6 820或590 25 20 500 120
C1 25.6 590 25 20 4.6
C2 25.6 590 80 40 4.6
C3 25.6 590 25 3 4.6
C10 45.0 590 20 20 至步驟F（鍛造用素材）
【表9】 步驟D：鑄造（鍛造用素材的鑄物的製作）
步驟 No. 直徑 （mm） 530～440℃下的 冷卻速度 （℃/分） 400～200℃下的 冷卻速度 （℃/分） 備註
D1 30.0 40 30
D2 45.0 40 30 至步驟F（鍛造用素材）
【表10】 步驟E：實驗室（棒材）
步驟 No. 熱擠壓 冷拉伸1 退火 冷拉伸2
擠壓材料的 直徑 （mm） 溫度 （℃） 擠壓材料的 直徑 （mm） 加工率 （%） 溫度 （℃） 時間 （分） 擠壓材料的 直徑 （mm） 加工率 （%）
E1 29.0 590 26.0 20 420 60 24.5 11
【表11】 步驟F：實驗室中的熱鍛
步驟 No. 素材 （前步驟） 溫度 （℃） 530～440℃下的 冷卻速度 （℃/分） 400～200℃下的 冷卻速度 （℃/分）
F1 A10, C10 620 28 20
F2 A10, C10 620 40 20
F3 D2 620 28 20
F4 A10, C10 620 28 150
F5 A10, C10 690 40 20
F6 A10, C10 620 28 3
【表12】
試驗 No. 合金 No. 步驟 No. α相 （%） β相 （%） γ相 （%） f5 P化合物的 有無
T01 S01 A1 58 42 0 10.9 A
T02 S01 A2 57 43 0 11.0 A
T03 S01 A3 53 47 0 11.4 A
T04 S01 A4 51 49 0 11.6 B
T05 S01 D1 55 45 0 11.2 A
T06 S01 E1 61 39 0 10.6 A
T07 S01 F1 59 41 0 10.8 A
T08 S01 F2 56 44 0 11.1 A
T09 S01 F3 58 42 0 10.9 A
T10 S01 F4 56 44 0 11.1 A
T11 S01 F5 49 51 0 11.8 A
T21 S02 A1 52 48 0 11.4 A
T22 S02 A2 49 51 0 11.6 A
T23 S02 A3 45 55 0 11.9 A
T24 S02 A4 44 56 0 12.0 B
T25 S02 D1 48 52 0 11.7 A
T26 S02 E1 54 46 0 11.2 A
T27 S02 F1 52 48 0 11.4 A
T28 S02 F2 49 51 0 11.6 A
T29 S02 F3 50 50 0 11.5 A
T30 S02 F4 49 51 0 11.6 A
T31 S02 F5 46 54 0 11.9 A
T32 S02 F6 53 47 0 11.3 A
【表13】
試驗 No. 合金 No. 步驟 No. 導電率 （%IACS） 硬度 （HV） 常溫下的衝擊值 （I-1）（J/cm2 ） 200℃下的衝擊值 （I-2）（J/cm2 ） f7 f8
T01 S01 A1 16.1 169 29 27 910 0.93
T02 S01 A2 16.1 171 30 30 937 1.00
T03 S01 A3 16.3 158 32 30 894 0.94
T04 S01 A4 16.4 172 29 29 926 1.00
T05 S01 D1 16.1 126 51 51 900 1.00
T06 S01 E1 16.0 190 22 21 891 0.95
T07 S01 F1 16.2 139 37 36 846 0.97
T08 S01 F2 16.2 142 35 34 840 0.97
T09 S01 F3 16.2 141 34 33 822 0.97
T10 S01 F4 16.2 145 41 40 928 0.98
T11 S01 F5 16.5 132 38 38 814 1.00
T21 S02 A1 17.5 172 28 26 910 0.93
T22 S02 A2 17.5 174 28 26 921 0.93
T23 S02 A3 17.7 159 29 26 856 0.90
T24 S02 A4 17.8 173 29 27 932 0.93
T25 S02 D1 17.5 128 44 41 849 0.93
T26 S02 E1 17.4 186 22 20 872 0.91
T27 S02 F1 17.6 140 35 33 828 0.94
T28 S02 F2 17.6 144 34 31 840 0.91
T29 S02 F3 17.6 138 36 32 828 0.89
T30 S02 F4 17.6 147 40 36 930 0.90
T31 S02 F5 17.9 132 37 33 803 0.89
T32 S02 F6 17.5 137 35 31 811 0.89
【表14】
試驗 No. 合金 No. 步驟 No. 車床1：切削速度40m/分 車床2：切削速度172m/分
H1 （mm） H2 （mm） f6 f6A H1 （mm） H2 （mm） f6 f6A
T01 S01 A1 0.18 0.09 0.50 0.14 0.36 0.19 0.53 0.28
T02 S01 A2 0.18 0.08 0.44 0.13 0.36 0.17 0.47 0.27
T03 S01 A3 0.20 0.11 0.55 0.16 0.39 0.23 0.59 0.31
T04 S01 A4 0.19 0.11 0.58 0.15 0.38 0.23 0.61 0.31
T05 S01 D1 0.18 0.09 0.50 0.14 0.37 0.18 0.49 0.28
T06 S01 E1 0.21 0.12 0.57 0.17 0.37 0.23 0.62 0.30
T07 S01 F1 0.18 0.09 0.50 0.14 0.36 0.18 0.50 0.27
T08 S01 F2 0.19 0.09 0.47 0.14 0.37 0.19 0.51 0.28
T09 S01 F3 0.18 0.09 0.50 0.14 0.37 0.18 0.49 0.28
T10 S01 F4 0.17 0.07 0.41 0.12 0.35 0.16 0.46 0.26
T11 S01 F5 0.19 0.11 0.58 0.15 0.37 0.21 0.57 0.29
T21 S02 A1 0.18 0.08 0.44 0.13 0.37 0.20 0.54 0.29
T22 S02 A2 0.17 0.07 0.41 0.12 0.36 0.19 0.53 0.28
T23 S02 A3 0.19 0.11 0.58 0.15 0.39 0.24 0.62 0.32
T24 S02 A4 0.19 0.11 0.58 0.15 0.38 0.24 0.63 0.31
T25 S02 D1 0.18 0.08 0.44 0.13 0.36 0.19 0.53 0.28
T26 S02 E1 0.19 0.11 0.58 0.15 0.37 0.22 0.59 0.30
T27 S02 F1 0.17 0.08 0.47 0.13 0.35 0.19 0.54 0.27
T28 S02 F2 0.19 0.08 0.42 0.14 0.36 0.20 0.56 0.28
T29 S02 F3 0.18 0.08 0.44 0.13 0.36 0.19 0.53 0.28
T30 S02 F4 0.16 0.07 0.44 0.12 0.34 0.17 0.50 0.26
T31 S02 F5 0.19 0.10 0.53 0.15 0.38 0.23 0.61 0.31
T32 S02 F6 0.18 0.09 0.50 0.14 0.37 0.21 0.57 0.29
【表15】
試驗 No. 合金 No. 步驟 No. α相 （%） β相 （%） γ相 （%） f5 P化合物的 有無
T101 S11 C1 58 42 0 11.8 A
T102 S12 C1 69 31 0 9.5 A
T103 S12.1 C1 70 30 0 9.3 A
T104 S12.2 C1 72 28 0 9.1 A
T105 S12.3 C1 77 23 0 8.4 A
T106 S12.4 C1 67 33 0 9.7 A
T107 S12.5 C1 71 27 2 8.9 A
T108 S13 C1 78 22 0 10.1 A
T109 S14 C1 52 48 0 8.3 A
T110 S15 C1 58 42 0 13.8 A
T111 S15.1 C3 63 34 3 12.8 A
T112 S16 C1 53 47 0 11.5 A
T113 S16.1 C2 46 54 0 12.2 B
T114 S17 C2 74 26 0 9.7 A
T115 S18 C1 40 60 0 13.7 A
T116 S18.1 C1 37 63 0 13.9 A
T117 S18.2 C1 41 58 1 13.4 A
T118 S19 C1 65 35 0 11.4 A
T119 S20 C1 35 65 0 11.4 A
【表16】
試驗 No. 合金 No. 步驟 No. 導電率 （%IACS） 硬度 （HV） 常溫下的衝擊值 （I-1）（J/cm2 ） 200℃下的衝擊值 （I-2）（J/cm2 ） f7 f8
T101 S11 C1 15.5 170 29 28 915 0.97
T102 S12 C1 16.6 162 30 28 887 0.93
T103 S12.1 C1 16.4 165 28 26 873 0.93
T104 S12.2 C1 16.1 167 27 25 868 0.93
T105 S12.3 C1 16.0 169 26 24 862 0.92
T106 S12.4 C1 16.5 166 25 20 830 0.80
T107 S12.5 C1 16.4 170 20 12 760 0.60
T108 S13 C1 15.9 157 34 30 915 0.88
T109 S14 C1 18.4 172 29 29 926 1.00
T110 S15 C1 14.3 173 26 19 882 0.73
T111 S15.1 C3 14.2 179 17 11 738 0.65
T112 S16 C1 16.9 173 28 27 915 0.96
T113 S16.1 C2 16.9 174 29 28 937 0.97
T114 S17 C2 16.3 160 31 25 891 0.81
T115 S18 C1 14.8 184 21 17 843 0.81
T116 S18.1 C1 14.6 187 18 15 793 0.83
T117 S18.2 C1 14.7 192 15 11 744 0.73
T118 S19 C1 13.8 170 28 21 900 0.75
T119 S20 C1 20.6 177 23 20 849 0.87
【表17】
試驗 No. 合金 No. 步驟 No. 車床1：切削速度40m/分 車床2：切削速度172m/分
H1 （mm） H2 （mm） f6 f6A H1 （mm） H2 （mm） f6 f6A
T101 S11 C1 0.16 0.09 0.56 0.13 0.34 0.19 0.56 0.27
T102 S12 C1 0.19 0.10 0.53 0.15 0.38 0.21 0.55 0.30
T103 S12.1 C1 0.19 0.11 0.58 0.15 0.39 0.22 0.56 0.31
T104 S12.2 C1 0.20 0.12 0.60 0.16 0.40 0.28 0.70 0.34
T105 S12.3 C1 0.21 0.15 0.71 0.18 0.42 0.34 0.81 0.38
T106 S12.4 C1 0.19 0.11 0.58 0.15 0.39 0.23 0.59 0.31
T107 S12.5 C1 0.21 0.14 0.67 0.18 0.41 0.30 0.73 0.36
T108 S13 C1 0.20 0.11 0.55 0.16 0.40 0.24 0.60 0.32
T109 S14 C1 0.21 0.13 0.62 0.17 0.40 0.28 0.70 0.34
T110 S15 C1 0.16 0.07 0.44 0.12 0.34 0.16 0.47 0.25
T111 S15.1 C3 0.16 0.08 0.50 0.12 0.36 0.18 0.50 0.27
T112 S16 C1 0.18 0.08 0.44 0.13 0.36 0.20 0.56 0.28
T113 S16.1 C2 0.19 0.11 0.58 0.15 0.39 0.25 0.64 0.32
T114 S17 C2 0.18 0.11 0.61 0.15 0.40 0.24 0.60 0.32
T115 S18 C1 0.16 0.07 0.44 0.12 0.35 0.20 0.57 0.28
T116 S18.1 C1 0.17 0.08 0.47 0.13 0.38 0.25 0.66 0.32
T117 S18.2 C1 0.19 0.10 0.53 0.15 0.40 0.28 0.70 0.34
T118 S19 C1 0.17 0.09 0.53 0.13 0.36 0.20 0.56 0.28
T119 S20 C1 0.18 0.08 0.44 0.13 0.37 0.25 0.68 0.31
【表18】
試驗 No. 合金 No. 步驟 No. α相 （%） β相 （%） γ相 （%） f5 P化合物的 有無
T120 S20.1 C2 28 72 0 11.8 A
T121 S21 C1 51 49 0 10.5 A
T122 S21.1 C2 45 55 0 11.0 B
T123 S22 F1 56 44 0 9.7 A
T124 S23 C1 52 48 0 10.3 B
T125 S24 C1 62 38 0 9.2 A
T126 S24.1 C1 67 33 0 8.9 A
T127 S24.2 C1 70 30 0 8.5 A
T128 S25 F1 54 46 0 12.4 A
T129 S25.1 F4 53 47 0 12.5 A
T130 S25.2 F5 48 52 0 13.0 A
T131 S26 C1 43 57 0 13.5 A
T132 S26.1 C3 48 50 2 12.8 A
T133 S27 F1 52 48 0 10.5 A
T134 S28 D1 62 38 0 10.0 A
T135 S28.1 F3 64 36 0 9.8 A
T136 S29 C1 48 52 0 10.6 A
T137 S30 F1 57 43 0 10.8 A
T138 S31 C1 53 47 0 9.4 C
【表19】
試驗 No. 合金 No. 步驟 No. 導電率 （%IACS） 硬度 （HV） 常溫下的衝擊值 （I-1）（J/cm2 ） 200℃下的衝擊值 （I-2）（J/cm2 ） f7 f8
T120 S20.1 C2 20.9 179 19 16 780 0.84
T121 S21 C1 16.3 175 27 27 909 1.00
T122 S21.1 C2 16.3 176 25 25 880 1.00
T123 S22 F1 16.8 138 37 37 839 1.00
T124 S23 C1 18.8 171 26 25 872 0.96
T125 S24 C1 19.4 171 26 23 872 0.88
T126 S24.1 C1 19.0 174 24 21 852 0.88
T127 S24.2 C1 18.7 167 23 21 801 0.91
T128 S25 F1 15.3 141 34 32 822 0.94
T129 S25.1 F4 15.3 147 38 37 906 0.97
T130 S25.2 F5 15.3 134 36 34 804 0.94
T131 S26 C1 15.2 181 22 15 849 0.68
T132 S26.1 C3 15.3 187 17 11 771 0.65
T133 S27 F1 17.6 140 35 32 828 0.91
T134 S28 D1 18.0 119 54 53 874 0.98
T135 S28.1 F3 18.0 130 42 41 842 0.98
T136 S29 C1 19.0 174 24 16 852 0.67
T137 S30 F1 16.4 137 37 34 833 0.92
T138 S31 C1 17.3 169 29 28 910 0.97
【表20】
試驗 No. 合金 No. 步驟 No. 車床1：切削速度40m/分 車床2：切削速度172m/分
H1 （mm） H2 （mm） f6 f6A H1 （mm） H2 （mm） f6 f6A
T120 S20.1 C2 0.17 0.08 0.47 0.13 0.38 0.28 0.74 0.33
T121 S21 C1 0.18 0.08 0.44 0.13 0.38 0.20 0.53 0.29
T122 S21.1 C2 0.19 0.09 0.47 0.14 0.39 0.23 0.59 0.31
T123 S22 F1 0.18 0.10 0.56 0.14 0.39 0.24 0.62 0.32
T124 S23 C1 0.19 0.12 0.63 0.16 0.38 0.26 0.68 0.32
T125 S24 C1 0.19 0.11 0.58 0.15 0.38 0.23 0.61 0.31
T126 S24.1 C1 0.20 0.13 0.65 0.17 0.40 0.27 0.68 0.34
T127 S24.2 C1 0.22 0.15 0.68 0.19 0.42 0.34 0.81 0.38
T128 S25 F1 0.16 0.08 0.50 0.12 0.34 0.18 0.53 0.26
T129 S25.1 F4 0.16 0.07 0.44 0.12 0.33 0.16 0.48 0.25
T130 S25.2 F5 0.18 0.10 0.56 0.14 0.36 0.20 0.56 0.28
T131 S26 C1 0.16 0.07 0.44 0.12 0.34 0.18 0.53 0.26
T132 S26.1 C3 0.17 0.07 0.41 0.12 0.36 0.20 0.56 0.28
T133 S27 F1 0.17 0.08 0.47 0.13 0.37 0.19 0.51 0.28
T134 S28 D1 0.18 0.10 0.56 0.14 0.39 0.21 0.54 0.30
T135 S28.1 F3 0.18 0.09 0.50 0.14 0.40 0.21 0.53 0.31
T136 S29 C1 0.18 0.08 0.44 0.13 0.35 0.21 0.60 0.28
T137 S30 F1 0.18 0.09 0.50 0.14 0.36 0.20 0.56 0.28
T138 S31 C1 0.20 0.12 0.60 0.16 0.39 0.29 0.74 0.34
【表21】
試驗 No. 合金 No. 步驟 No. α相 （%） β相 （%） γ相 （%） f5 P化合物的 有無
T201 S41 C0 100 0 0
T202 S42 C0 0 100 0
T203 S43 C0 0 100 0
T204 S44 C0 0 100 0 A
T205 S45 市售
【表22】
試驗 No. 合金 No. 步驟 No. 車床1：切削速度40m/分 車床2：切削速度172m/分
H1 （mm） H2 （mm） f6 f6A H1 （mm） H2 （mm） f6 f6A
T201 S41 C0 0.44 0.43 0.98 0.44 - - - -
T202 S42 C0 0.30 0.27 0.90 0.29 0.58 0.54 0.93 0.56
T203 S43 C0 0.18 0.11 0.61 0.15 0.42 0.37 0.88 0.40
T204 S44 C0 0.16 0.07 0.44 0.12 0.39 0.32 0.82 0.36
T205 S45 市售 0.17 0.06 0.35 0.12 0.34 0.14 0.41 0.24
【表23】
試驗 No. 合金 No. 步驟 No. α相 （%） β相 （%） γ相 （%） f5 P化合物的 有無
T301 S51 C1 79 17 4 8.3 A
T302 S52 C1 54 46 0 14.0 A
T303 S52.1 F1 53 47 0 14.1 A
T304 S53 C1 60 40 0 5.9 A
T305 S54 C1 18 82 0 13.6 A
T306 S54.1 F1 16 84 0 13.7 A
T307 S55 C1 57 43 0 - C
T308 S56 C1 64 36 0 7.6 A
T309 S57 C1 88 12 0 7.3 A
T310 S58 C1 54 46 0 7.8 A
T311 S59 F1 62 38 0 6.6 A
T312 S60 C1 55 45 0 12.8 A
T313 S61 C1 53 47 0 11.6 A
T314 S62 C1 54 46 0 - A
T315 S63 C1 39 61 0 14.0 A
【表24】
試驗 No. 合金 No. 步驟 No. 導電率 （%IACS） 硬度 （HV） 常溫下的衝擊值 （I-1）（J/cm2 ） 200℃下的衝擊值 （I-2）（J/cm2 ） f7 f8
T301 S51 C1 12.8 170 15 11 658 0.73
T302 S52 C1 15.5 173 25 9 865 0.36
T303 S52.1 F1 15.5 139 33 10 798 0.30
T304 S53 C1 23.8 162 31 28 902 0.90
T305 S54 C1 18.8 189 14 13 707 0.93
T306 S54.1 F1 18.8 133 17 15 548 0.88
T307 S55 C1 20.1 166 30 28 909 0.93
T308 S56 C1 21.7 161 31 25 896 0.81
T309 S57 C1 19.2 144 37 34 876 0.92
T310 S58 C1 18.0 173 26 26 882 1.00
T311 S59 F1 20.4 129 41 41 826 1.00
T312 S60 C1 16.1 171 26 11 872 0.42
T313 S61 C1 16.8 172 25 11 860 0.44
T314 S62 C1 25.6 171 27 8 889 0.30
T315 S63 C1 16.7 180 15 11 697 0.73
【表25】
試驗 No. 合金 No. 步驟 No. 車床1：切削速度40m/分 車床2：切削速度172m/分
H1 （mm） H2 （mm） f6 f6A H1 （mm） H2 （mm） f6 f6A
T301 S51 C1 0.21 0.14 0.67 0.18 0.42 0.33 0.79 0.38
T302 S52 C1 0.16 0.07 0.44 0.12 0.31 0.17 0.55 0.24
T303 S52.1 F1 0.16 0.08 0.50 0.12 0.32 0.17 0.53 0.25
T304 S53 C1 0.29 0.25 0.86 0.27 0.53 0.50 0.94 0.52
T305 S54 C1 0.16 0.07 0.44 0.12 0.40 0.32 0.80 0.36
T306 S54.1 F1 0.16 0.07 0.44 0.12 0.39 0.32 0.82 0.36
T307 S55 C1 0.21 0.15 0.71 0.18 0.43 0.35 0.81 0.39
T308 S56 C1 0.22 0.14 0.64 0.18 0.44 0.35 0.80 0.40
T309 S57 C1 0.23 0.20 0.87 0.22 0.48 0.45 0.94 0.47
T310 S58 C1 0.21 0.13 0.62 0.17 0.43 0.35 0.81 0.39
T311 S59 F1 0.24 0.16 0.67 0.20 0.45 0.37 0.82 0.41
T312 S60 C1 0.17 0.08 0.47 0.13 0.36 0.17 0.47 0.27
T313 S61 C1 0.18 0.08 0.44 0.13 0.37 0.18 0.49 0.28
T314 S62 C1 0.26 0.24 0.92 0.25 0.51 0.49 0.96 0.50
T315 S63 C1 0.18 0.06 0.33 0.12 0.37 0.19 0.51 0.28
由上述測定結果，得到如下見解。 1）藉由滿足本實施形態的組成，且滿足組成關係式f1～f3、組織關係式f4、組成/組織關係式f5，得到良好的切削性、切屑分斷性（特性關係式f6、f6A）。又，在200℃下韌性幾乎不會降低，在約600℃下得到良好的熱加工性、13%IACS以上的高導電率、高強度、良好的韌性。又，兼具強度與韌性之間的高平衡（特性關係式f7）。確認到可得到具有以上的優異的特性之熱加工材料（熱擠壓材料、熱鍛材料）、鑄物（合金No.S01、S02、S11～S31、各步驟）。
2）當Cu含量為64.7mass%以上時，出現了γ相，韌性變低，切屑分斷性亦差（合金No.S51）。 3）當Si含量小於0.6mass%時，切屑分斷性差。當Si含量大於0.60mass%時，切屑分斷性變得良好，當Si含量超過0.75mass%時，切屑分斷性變得進一步良好。當Si含量為1.30mass%以上時，出現了γ相，韌性變低（例如，合金No.S01、S51、S53、S56）。 4）當P為0.001mass%以下時，切屑分斷性差。當含有超過0.001mass%的P時，切屑分斷性變得良好，即使未觀察到P化合物，亦勉強通過規定之切屑分斷性。當P含量超過0.010mass%時，切削性變得進一步良好。當存在含有P之化合物且能夠用金屬顯微鏡觀察到含有P之化合物時，切屑分斷性進一步提高。認為含有P及含有P之化合物的存在係提高β相的切削性，亦提高作為合金的切削性（例如合金No.S01、S23、S31、S55）。 5）當Pb含量超過0.001mass%、Bi含量超過0.001mass%且Bi和Pb的總含量（f2）為0.003mass%以上時，切削性良好。當Bi含量為0.002mass%以上、Pb含量為0.002mass%以上且Bi和Pb的總含量（f2）為0.005mass%以上、進一步為0.020mass%以上時，切削性變得進一步良好（合金No.S01、S14、S58）。即使Bi含量小於0.020mass%，只要f1～f5在規定的範圍內，則亦顯示出良好的切屑分斷性，尤其，在200℃下韌性幾乎未降低（例如合金No.S01、S11、S21、S22）。
6）確認到即使含有在實際操作中產生之程度的不可避免的雜質，亦不會對各種特性造成大的影響（合金No.S12、S12.1、S12.4、S18、S24）。認為當含有超過不可避免的雜質的較佳的範圍之量的Fe、Mn、Co或Cr時，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，且有效地起作用之Si濃度減少，而且含有P之化合物的組成有可能發生了變化，切屑分斷性變差（合金No.S12.3、S18.2）。認為當含有超過不可避免的雜質的較佳的範圍之量的Sn、Al時，出現了γ相，或β相減少，或β相的性質發生了變化。其結果，衝擊值減少，平衡指數f7變低，切屑分斷性變差（合金No.S12.5、S24.2）。
7）當組成關係式f1小於56.7時，β相量增加，韌性變低。又，高速/高進給的條件下的切屑分斷性變差。當f1大於59.7時，切屑分斷變差（合金No.S54、S57）。 8）在0.08≤[Pb]+[Bi]=f2＜0.13之情況下，當0.40＜f3=[Bi]/（[Pb]+[Bi]）＜0.85時，200℃下的U衝擊值低，衝擊值的熱敏性（f8）變高，f8的值變小（合金No.S61）。 在0.13≤[Pb]+[Bi]之情況下，當0.33＜f3=[Bi]/（[Pb]+[Bi]）時，200℃下的U衝擊值低，衝擊值的熱敏性（f8）變高，f8的值變小（合金No.S52、S60）。 在0.08≤[Pb]+[Bi]＜0.15之情況下，當f3=[Bi]/（[Pb]+[Bi]）≤0.33時，200℃下的韌性係幾乎未受損（例如，合金No.S01、S16）。 關於200℃的脆性靈敏度指數f8，實施例合金係亦顯示出f8為0.65以上的較高值，不滿足f3之比較例合金大多數係f8小於0.5（例如，合金No.S26、S61）。 9）當β相量（f4）小於17時，切屑分斷性差（合金No.S57）。當f4大於75時，在高速/高進給的切削條件下，切屑分斷性差，又，韌性低（合金No.S54）。當f4成為30以上時，切屑分斷指數f6變得良好，當f4為64以下時，高速/高進給的切削條件下的切屑分斷性變得良好。又，強度與韌性之間的平衡（f7）變高（例如，合金No.S01）。當含有γ相時，韌性降低（合金No.S51、S15.1）。 10）當不滿足組成/組織關係式f5時，即使滿足組成和其他關係式，切屑分斷性亦差（合金No.S59）。當f5為8.5以上、進一步為9.5以上時，切屑分斷性進一步提高。在大多數實施例合金中，切屑分斷指數f6滿足0.35≤f6=H2/H1≤0.65。同樣地，藉由使平均切屑厚度（f6A）亦滿足f1～f5，f6A成為進給f的約1.1～約1.6倍，當f1～f5在較佳範圍內時，在大多數實施例合金中，f6A成為進給f的約1.1～約1.4倍，確認到良好的切屑分斷性及實施了良好的切削之情況（例如，合金No.S01）。
11）當包括冷卻之熱加工條件發生變化時，β相所佔之比例發生了變化，依據情況，出現了γ相，對切削性、硬度、韌性、導電率造成了影響（例如，合金No.S01中各步驟、S15、S26、S26.1）。 12）在含有0.010mass%以上的量的P之合金中，在熱擠壓後、熱鍛後的冷卻步驟中，當530℃至440℃的平均冷卻速度為70℃/分以下時，確認到含有P之化合物的存在（合金No.S29）。當含有P之化合物的評價從“B”變為“A”時，切屑分斷性提高（例如，合金No.S02中各步驟、S21、S21.1）。 13）在熱擠壓後、熱鍛後的冷卻步驟中，當400℃至200℃的平均冷卻速度小於5℃/分時，在一部分合金中，出現了γ相，衝擊值變低。當400℃至200℃的平均冷卻速度為75℃/分以上時，f7變大，切屑的分斷性提高（合金No.S15.1、S26.1、步驟No.A2、C3、F4、F6）。
由上可知，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～f3、組織關係式f4、組成/組織關係式f5在適當的範圍內之本實施形態的快削性銅合金係熱加工性（熱擠壓、熱鍛）優異，切削性、機械性質亦良好。又，在本實施形態的快削性銅合金中，為了獲得更優異的特性，能夠藉由使熱擠壓、熱鍛時的製造條件、熱處理時的條件成為適當範圍來實現。
[產業上之可利用性] 本實施形態的快削性銅合金係Pb、Bi的含量少，切削性、熱加工性優異，強度高，且強度與伸長率之間的平衡優異。因此，本實施形態的快削性銅合金係適合於汽車零件、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、工業用配管零件及與飲用水、工業用水、廢水、氫等液體或氣體相關的零件。 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、旋轉軸、套筒、錠子、感測器、螺栓、螺帽、蝸齒輪、端子、接觸喇叭、擴口螺帽、控制閥、關斷閥、逆止閥、筆尖、嵌入式螺帽、蓋型螺帽、接管、墊片、螺絲等名稱使用者的構成材料等。
無
圖1係試驗No.T114的切削試驗後的切屑的剖面照片。 圖2係試驗No.T101的切削試驗後的切屑的剖面照片。 圖3係試驗No.T27的銅合金的金相組織照片。
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Claims (8)

  1. 一種快削性銅合金，其特徵為，含有超過59.7mass%且小於64.7mass%的Cu、超過0.60mass%且小於1.30mass%的Si、超過0.001mass%且小於0.20mass%的Pb、超過0.001mass%且小於0.10mass%的Bi及超過0.001mass%且小於0.15mass%的P，剩餘部分由Zn及不可避免的雜質構成，前述不可避免的雜質中，Fe、Mn、Co及Cr的總量小於0.45mass%，且Sn及Al的總量小於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：56.7
    Figure 109143360-A0305-02-0099-11
    f1=[Cu]-4.7×[Si]+0.5×[Pb]+0.5×[Bi]-0.5×[P]
    Figure 109143360-A0305-02-0099-12
    59.7，0.003
    Figure 109143360-A0305-02-0099-13
    f2=[Pb]+[Bi]<0.25，且在0.003
    Figure 109143360-A0305-02-0099-14
    [Pb]+[Bi]<0.08之情況下，0.02
    Figure 109143360-A0305-02-0099-15
    f3=[Bi]/([Pb]+[Bi])
    Figure 109143360-A0305-02-0099-16
    0.98，在0.08
    Figure 109143360-A0305-02-0099-17
    [Pb]+[Bi]<0.13之情況下，0.01
    Figure 109143360-A0305-02-0099-18
    f3=[Bi]/([Pb]+[Bi])
    Figure 109143360-A0305-02-0099-20
    0.40或0.85
    Figure 109143360-A0305-02-0099-21
    f3=[Bi]/([Pb]+[Bi])
    Figure 109143360-A0305-02-0099-19
    0.98， 在0.13
    Figure 109143360-A0305-02-0100-25
    [Pb]+[Bi]<0.25之情況下，0.01
    Figure 109143360-A0305-02-0100-26
    f3=[Bi]/([Pb]+[Bi])
    Figure 109143360-A0305-02-0100-27
    0.33，且金相組織由α相及β相構成，在將α相的面積率設為(α)%、將β相的面積率設為(β)%之情況下，具有如下關係：17
    Figure 109143360-A0305-02-0100-28
    f4=(β)
    Figure 109143360-A0305-02-0100-46
    75，7.0
    Figure 109143360-A0305-02-0100-29
    f5=([Bi]+[Pb]-0.001)1/2×10+([P]-0.001)1/2×5+((β)-8)1/2×([Si]-0.2)1/2×1.3
    Figure 109143360-A0305-02-0100-30
    16.0。
  2. 如請求項1所述之快削性銅合金，其中，當利用工具車削合金並觀察沿著產生之切屑的長度方向之剖面時，為切屑剖面呈曲折形狀之剪斷型切屑，若將前述切屑中在進行前述車削時與前述工具接觸之面作為切削面，將與前述切削面相反之一側的面作為自由表面，則朝向前述自由表面之凸部和朝向前述切削面之凹部沿著前述切屑的長度方向交替存在，當將從前述切削面至前述凸部的頂點的高度的平均設為H1，將從前述切削面至前述凹部的最深位置的距離的平均設為H2時，0.25
    Figure 109143360-A0305-02-0100-22
    f6=H2/H1
    Figure 109143360-A0305-02-0100-23
    0.80。
  3. 一種快削性銅合金，其特徵為，含有60.5mass%以上且64.0mass%以下的Cu、0.75mass%以上且1.25mass%以下的Si、0.002mass%以上且小 於0.15mass%的Pb、0.002mass%以上且小於0.05mass%的Bi及0.005mass%以上且小於0.10mass%的P，剩餘部分由Zn及不可避免的雜質構成，前述不可避免的雜質中，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，且As及Sb的量分別為0.05mass%以下，Cd的量為0.01mass%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：57.0
    Figure 109143360-A0305-02-0101-31
    f1=[Cu]-4.7×[Si]+0.5×[Pb]+0.5×[Bi]-0.5×[P]
    Figure 109143360-A0305-02-0101-32
    59.0，0.005
    Figure 109143360-A0305-02-0101-33
    f2=[Pb]+[Bi]<0.15，且在0.005
    Figure 109143360-A0305-02-0101-34
    [Pb]+[Bi]<0.08之情況下，0.03
    Figure 109143360-A0305-02-0101-35
    f3=[Bi]/([Pb]+[Bi])
    Figure 109143360-A0305-02-0101-36
    0.96，在0.08
    Figure 109143360-A0305-02-0101-37
    [Pb]+[Bi]<0.15之情況下，0.02
    Figure 109143360-A0305-02-0101-38
    f3=[Bi]/([Pb]+[Bi])
    Figure 109143360-A0305-02-0101-39
    0.33，且金相組織由α相及β相構成，在金相組織的構成相中，將α相的面積率設為(α)%、將β相的面積率設為(β)%之情況下，具有如下關係：30
    Figure 109143360-A0305-02-0101-40
    f4=(β)
    Figure 109143360-A0305-02-0101-41
    64，8.5
    Figure 109143360-A0305-02-0101-42
    f5=([Bi]+[Pb]-0.001)1/2×10+([P]-0.001) 1/2×5+((β)-8)1/2×([Si]-0.2)1/2×1.3
    Figure 109143360-A0305-02-0102-43
    14.0，金相組織中存在含有P之化合物。
  4. 如請求項3所述之快削性銅合金，其中，當利用工具車削合金並觀察沿著產生之切屑的長度方向之剖面時，為切屑剖面呈曲折形狀之剪斷型切屑若將前述切屑中在進行前述車削時與前述工具接觸之面作為切削面，將與前述切削面相反之一側的面作為自由表面，則朝向前述自由表面之凸部和朝向前述切削面之凹部沿著前述切屑的長度方向交替存在，當將從前述切削面至前述凸部的頂點的高度的平均設為H1，將從前述切削面至前述凹部的最深位置的距離的平均設為H2時，0.35
    Figure 109143360-A0305-02-0102-44
    f6=H2/H1
    Figure 109143360-A0305-02-0102-45
    0.65。
  5. 如請求項1至請求項4之任一項所述之快削性銅合金，其中，電導率為13%IACS以上，當進行U凹槽形狀的沙丕衝擊試驗時，常溫下的衝擊試驗值I-1(J/cm2)為15J/cm2以上，且加熱至200℃時的衝擊試驗值I-2(J/cm2)為12J/cm2以上，且維克氏硬度(HV)為110以上，表示常溫下的衝擊試驗值與維克氏硬度HV之間的平衡之f7=(I-1)1/2×(HV)為550以上。
  6. 如請求項1至請求項4之任一項所述之快削性銅合金，其係於汽車零件、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。
  7. 如請求項5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。
  8. 一種快削性銅合金的製造方法，其係請求項1至請求項7之任一項所述之快削性銅合金的製造方法，其特徵為，包括一個以上的熱加工步驟，前述熱加工步驟中，在最後的熱加工步驟中，熱加工溫度超過530℃且低於650℃，熱加工後的530℃至440℃的溫度範圍內的平均冷卻速度為0.1℃/分以上且70℃/分以下，400℃至200℃的溫度範圍內的平均冷卻速度為5℃/分以上。
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