WO2024090037A1 - 鉛フリー快削ベリリウム銅合金 - Google Patents

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WO2024090037A1
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free
copper alloy
cutting
lead
beryllium copper
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PCT/JP2023/032138
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洋充 内山
広樹 千葉
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日本碍子株式会社
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    • C22C9/10—Alloys based on copper with silicon as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C22F1/08—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of copper or alloys based thereon

Definitions

  • the present invention relates to a lead-free, free-cutting beryllium copper alloy.
  • Patent Document 1 JP Patent Publication 50-139017 discloses a quaternary copper alloy for spring materials consisting of Be: 0.5-1.5%, Sn: 0.2-3.0%, Si: 0.5-2.0%, with the balance being Cu and unavoidable impurities.
  • the free-cutting beryllium copper alloy (UNS number: C17300) is generally known as an alloy with excellent machinability. This is an alloy whose machinability has been improved by adding about 0.2 to 0.6 weight percent lead (Pb) to beryllium copper.
  • Patent Document 2 JP Patent Publication 54-30369 discloses a free-cutting beryllium copper alloy that contains 0.5 to 4 weight percent Be, 0.01 to 3 weight percent of one of Pb, Te, and Bi, 0.01 to 5 weight percent of a rare earth element, and 0.1 to 5 weight percent Al or Si.
  • Patent Document 3 JP 2000-119775 A discloses a lead-free free-cutting copper alloy characterized by an alloy composition containing 69 to 79 weight percent Cu and 2.0 to 4.0 weight percent Si, with the balance being Zn.
  • Patent Document 4 JP 2021-42459 A discloses a free-cutting copper alloy containing 58.5 mass% to 63.5 mass% Cu, more than 0.4 mass% to 1.0 mass% Si, 0.003 mass% to 0.25 mass% Pb, and 0.005 mass% to 0.19 mass% P, with the balance being Zn and unavoidable impurities.
  • copper alloys containing lead such as those disclosed in Patent Document 2 have excellent machinability, not limited to free-cutting beryllium copper alloys, and have been used as components of various products.
  • lead is a harmful substance that adversely affects the human body and the environment, their uses have tended to be significantly restricted in recent years.
  • lead-free free-cutting brass materials such as those disclosed in Patent Documents 3 and 4 have been developed.
  • there are no practical free-cutting beryllium copper alloys that do not contain lead and so the development of lead-free free-cutting beryllium copper alloys is eagerly awaited.
  • the inventors have now discovered that by adding 0.10 to 3.00 weight percent Si to a beryllium copper alloy containing 1.80 to 2.10 weight percent Be and forming a specified microstructure, it is possible to provide a lead-free beryllium copper alloy with excellent machinability.
  • the object of the present invention is therefore to provide a lead-free, free-cutting beryllium copper alloy with excellent machinability.
  • Aspect 3 3.
  • EBSD electron backscatter diffraction
  • Example 4 shows cross-sectional SEM images and SEM-EDX results obtained for the copper alloy samples of Examples 4, 6 and 7.
  • 1 shows cross-sectional SEM images at various magnifications obtained for a copper alloy sample (Si: 1.09 wt%) of Example 6.
  • 2B shows an EPMA mapping image of Example 6 measured in a region corresponding to the SEM image in the lower right of FIG. 2A.
  • 1 shows cross-sectional SEM images at various magnifications obtained for a copper alloy sample (Si: 2.98 wt%) of Example 7.
  • 3B shows an EPMA mapping image of Example 7 measured for the area corresponding to the SEM image in the lower right of FIG. 3A.
  • 3B shows an EPMA mapping image of Example 7 measured for the area corresponding to the SEM image in the lower right of FIG.
  • 3A. 1 shows cross-sectional STEM images at various magnifications obtained for a copper alloy sample (Si: 1.09 wt%) of Example 6.
  • 4B shows a STEM-EELS mapping image of Example 6 measured in a region corresponding to the rightmost STEM image in FIG. 4A.
  • 1 shows a CCD image measured for a copper alloy sample (Si: 0.29 wt %) of Example 4 and a hardness distribution measured for a rectangular area marked thereon.
  • 1 shows a histogram of the distribution of hardness of intermetallic compound particles measured for the copper alloy sample of Example 4 (Si: 0.29 wt %).
  • 1 shows a cross-sectional SEM image of a copper alloy sample (Si: 2.98 wt%) of Example 7.
  • FIG. 1 shows cross-sectional STEM images at various magnifications obtained for a copper alloy sample (Si: 1.09 wt%) of Example 6.
  • 4B shows a STEM-EELS mapping image of Example 6 measured in a region corresponding to
  • FIG. 2 is a schematic diagram showing a cutting method for a copper alloy sample in machinability evaluation 1 of the examples.
  • 1 shows SEM images of cross sections of cutting chips of copper alloy samples in Examples 2 to 4.
  • 1 shows SEM images of cross sections of cutting chips of copper alloy samples in Examples 5 to 7.
  • FIG. 2 is a schematic diagram showing the distance h1 between convex portions in the unevenness of the cross section of the cutting chip and the maximum height h2 of the convex portions in machinability evaluation 1 of the examples.
  • FIG. 2 is a schematic diagram showing a cutting method for a copper alloy sample in machinability evaluation 2 of the examples.
  • Table 2 shows cross-sectional SEM images of the copper alloy samples of Examples 1 and 5 to 7 and EBSD phase maps of the corresponding regions, together with the area ratio of the BCC region and the cutting resistance (thrust force).
  • Lead-free free-cutting beryllium copper alloy The lead-free free-cutting beryllium according to the present invention is composed of 1.80-2.10% by weight Be, 0.10-3.00% by weight Si, 0.20-0.40% by weight Co, 0-0.10% by weight Fe, 0-0.10% by weight Ni, and the balance Cu and unavoidable impurities. Needless to say, lead-free free-cutting beryllium does not contain lead (Pb).
  • This copper alloy has an ⁇ -phase parent phase, a Si-rich phase that is a ⁇ -phase rich in Si, and Co-Be-Si intermetallic compound particles.
  • the Co-Be-Si intermetallic compound particles contain Co, Be, Si, and optionally Fe and/or Ni. In this way, a beryllium copper alloy containing 1.80-2.10% by weight Be is added with 0.10-3.00% by weight Si to form a predetermined microstructure, thereby providing a lead-free beryllium copper alloy with excellent machinability.
  • copper alloys containing lead have excellent machinability, not only in free-cutting beryllium copper alloys, and have been used as components of various products.
  • lead is a harmful substance that adversely affects the human body and the environment, their uses have tended to be significantly restricted in recent years.
  • the lead-free free-cutting beryllium copper alloy of the present invention can conveniently solve this problem. That is, by making the beryllium copper alloy contain Si, the cutting resistance of the beryllium copper alloy is reduced.
  • the beryllium copper alloy of the present invention can be said to exhibit excellent machinability not only in terms of reducing cutting resistance but also in terms of improving the shape of the cutting chips.
  • the "lead-free" of the lead-free free-cutting beryllium copper alloy means that the lead content is below the detection limit when the copper alloy is subjected to elemental analysis.
  • Be provides the copper alloy with excellent basic properties as a beryllium copper alloy (strength, workability, fatigue properties, heat resistance, corrosion resistance, etc.).
  • the Be content in the copper alloy of the present invention is 1.80-2.10 wt%, and preferably 1.80-2.00 wt%. With a Be content within the above range, the above basic properties can be effectively achieved while avoiding a decrease in electrical conductivity due to an excessive amount of Be.
  • Si forms a Si-rich phase and Co-Be-Si intermetallic compound particles, thereby providing excellent machinability to the beryllium copper alloy.
  • the Si content in the copper alloy of the present invention is 0.10 to 3.00% by weight, preferably 0.30 to 2.50% by weight, more preferably 0.45 to 2.50% by weight, even more preferably 0.50 to 2.20% by weight, and particularly preferably 0.80 to 2.00% by weight, for example 1.00 to 2.00% by weight. With a Si content within the above range, machinability can be effectively improved and a decrease in productivity in actual operation due to an excessive amount of Si (occurrence of cracks during forging) can be avoided.
  • the Si content in the copper alloy is preferably 0.45 to 3.00% by weight, more preferably 0.50 to 3.00% by weight, and particularly preferably 1.00 to 3.00% by weight, for example 2.00 to 3.00% by weight.
  • Co forms Co-Be-Si intermetallic compound particles, which gives the beryllium copper alloy excellent machinability.
  • the Co content in the copper alloy of the present invention is 0.20-0.40 wt%, preferably 0.20-0.35 wt%, more preferably 0.22-0.30 wt%, and particularly preferably 0.22-0.28 wt%.
  • a Co content within the above range can effectively refine the crystals and improve the properties of the copper alloy, while also avoiding a decrease in productivity in actual operation due to an excessive amount of Co.
  • Fe and Ni are optional elements that are also considered as impurities in the copper alloy of the present invention, and since a high content of these elements leads to reduced mechanical properties, it is desirable for the Fe and Ni contents to be as low as possible. From this perspective, the respective Fe and Ni contents in the copper alloy of the present invention are 0 to 0.10% by weight, and preferably 0 to 0.005% by weight.
  • the copper alloy of the present invention has a microstructure consisting of a parent phase, a Si-rich phase, and Co-Be-Si intermetallic compound particles.
  • the Si-rich phase is present in the parent phase
  • the Co-Be-Si intermetallic compound particles are present at the interface between the Si-rich phase and the parent phase.
  • the parent phase is the alpha phase, which contributes to the excellent basic performance of beryllium copper alloys (strength, workability, fatigue properties, heat resistance, corrosion resistance, etc.).
  • the Si-rich phase is a ⁇ phase rich in Si, which contributes to improved machinability.
  • the inclusion of Si in the parent phase improves shear properties, making it easier to break up cutting chips.
  • the expression "Si-rich” means that Si is detected in a higher concentration than in the parent phase ( ⁇ phase) in elemental analysis. Therefore, it does not necessarily mean that Si is detected in a higher concentration than in Co-Be-Si intermetallic compound particles.
  • the parent phase has a face-centered cubic (FCC) crystal structure
  • the Si-rich phase has a body-centered cubic (BCC) crystal structure.
  • the BCC structure is less deformable and has a higher shear strength than the FCC structure. For this reason, the Si-rich phase of the BCC structure can also contribute to improving machinability.
  • the ratio of the area of the BCC region S BCC to the total area of the area of the FCC region S FCC identified as a face-centered cubic lattice (FCC) and the area of the BCC region S BCC identified as a body-centered cubic lattice (BCC) is preferably 5% or more, more preferably 5 to 40%, even more preferably 10 to 30%, particularly preferably 15 to 30%, and most preferably 15 to 25%.
  • EBSD measurement may be performed according to the procedure and conditions described in the examples described later.
  • the Co-Be-Si intermetallic compound particles also contribute to improving machinability.
  • the Co-Be-Si intermetallic compound particles contain Co, Be, Si, and optionally Fe and/or Ni.
  • the Co-Be-Si intermetallic compound particles contain Co, Be, and Si as essential elements, and these essential elements are dominant.
  • Fe and Ni are optional elements or trace elements that can be considered impurities, and therefore are positioned as not dominant elements in the Co-Be-Si intermetallic compound particles.
  • the Co-Be-Si intermetallic compound particles preferably have a hardness of 1.0 to 12.0 GPa, more preferably 1.5 to 7.5 GPa, and even more preferably 2.0 to 6.0 GPa, as measured by a nanoindentation test conforming to ISO 14577. A hardness within this range will more effectively achieve machinability. In a nanoindentation test, the hardness of a microscopic region is measured at many measurement points, so the hardness distribution obtained has a certain width. For this reason, it is not necessary for 100% of the measurement points on the Co-Be-Si intermetallic compound particles to fall within the above range, as long as the majority of the measurement points (e.g., 90% or more) fall within the above range. Therefore, it is acceptable for the measured hardness distribution to include a small amount (e.g., less than 10%) of hardness below 1.0 GPa or over 12.0 GPa.
  • a small amount e.g., less than 10%
  • the number of Co-Be-Si intermetallic compound particles is not particularly limited as long as it is within a range that can improve machinability without impairing the above-mentioned basic performance of the beryllium copper alloy. From the viewpoint of more effectively realizing machinability, the number of Co-Be-Si intermetallic compound particles present in an area per unit area of 1 mm2 in the cross section of the copper alloy is preferably 320 or less, more preferably 50 to 300, and even more preferably 80 to 200.
  • the shape of the Co-Be-Si intermetallic compound particles is not limited to a spherical shape, and may be a plate-like, rod-like, needle-like, or other irregular shape, and is not particularly limited. Therefore, the size of the Co-Be-Si intermetallic compound particles is preferably specified by the cross-sectional area rather than the diameter.
  • the cross-sectional area of each Co-Be-Si intermetallic compound particle in the cross section of the beryllium copper alloy is preferably 0.3 to 70 ⁇ m 2 , more preferably 1.0 to 65 ⁇ m 2 , and even more preferably 5.0 to 60 ⁇ m 2 .
  • the copper alloy of the present invention has excellent machinability, and when the cross section of the cutting chips generated by cutting the copper alloy is observed along the longitudinal direction, the cross section of the cutting chips preferably has a shear shape that produces zigzag unevenness.
  • the cross section of the cutting chips when the average value of the interval between the concave parts in the zigzag unevenness is h 1 and the average value of the height of the convex parts in the unevenness is h 2 , it is preferable to satisfy the relational expression of 1.10 ⁇ h 2 /h 1 ⁇ 6.60, more preferably 2.0 ⁇ h 2 /h 1 ⁇ 6.6, and even more preferably 2.5 ⁇ h 2 /h 1 ⁇ 6.6.
  • the cutting chips generated when cutting the copper alloy have the above-mentioned shear shape
  • the cutting chips are easily sheared, so that they become chip-like and are less likely to wrap around the tool. It can be said that such a copper alloy has excellent machinability.
  • the cutting chips have a flow shape (gentle uneven shape) rather than a shear shape, the cutting chips are likely to be connected and easily wrapped around the tool, which reduces productivity.
  • the manufacturing method of the lead-free, free-cutting beryllium copper alloy of the present invention is not particularly limited, but it can be preferably manufactured by carrying out in order the following steps: (a) melting and casting of raw materials that result in the above-mentioned composition, (b) homogenization heat treatment, (c) hot working, (d) cold working, (e) solution heat treatment, and (f) aging treatment.
  • the preferred embodiments of the copper alloy are as described above, and therefore will not be described here.
  • the molten copper alloy whose composition has been adjusted to provide the above-mentioned composition is poured into a mold to produce an ingot.
  • the obtained ingot is subjected to homogenization heat treatment. That is, the ingot is homogenized by heating.
  • the heating temperature of the ingot is preferably within the range of 500 to 900°C, and the holding time within this temperature range is preferably 1 to 24 hours.
  • Hot working The ingot that has been subjected to the homogenization heat treatment is hot worked to obtain a hot worked material of a predetermined diameter. Prior to the hot working, annealing may be performed for the purpose of softening to improve workability, if necessary.
  • the annealing conditions at this time are not particularly limited, but the heating temperature is preferably within the range of 500 to 900°C, and the holding time at this temperature range is preferably 0.2 to 6 hours.
  • the obtained hot worked material is subjected to cold working to obtain a cold worked material of a predetermined diameter.
  • the working ratio in cold working is preferably 0.5 to 95%.
  • annealing may be performed for the purpose of softening to improve workability, if necessary.
  • the annealing conditions at this time are not particularly limited, but the heating temperature is preferably within the range of 500 to 900°C, and the holding time at this temperature range is preferably 0.2 to 6 hours.
  • solution heat treatment The obtained cold-worked material is subjected to solution heat treatment to uniformly dissolve the elements in the material, thereby producing a solution-treated material.
  • the solution temperature in the solution heat treatment is preferably in the range of 600 to 900°C, and the holding time within this temperature range is preferably 0.2 to 3 hours.
  • the resulting solution-treated material is subjected to aging treatment to obtain the beryllium copper alloy according to the present invention.
  • the aging treatment temperature in the aging treatment is preferably within the range of 200 to 500°C, and the holding time within this temperature range is preferably 0.2 to 3 hours.
  • the solution-treated material may be subjected to cold working and oxide film removal, if necessary.
  • the cold working conditions at this time are not particularly limited, but the working ratio is preferably 0.5 to 95%.
  • Examples 1 to 7 Beryllium copper alloys were prepared and evaluated according to the following procedure.
  • the hot-worked material was annealed at 800° C. for 1 hour before processing, and then cold-worked at a processing rate of 40% to obtain a cylindrical cold-worked material having a diameter of 1.4 cm.
  • ⁇ SEM-EDX and EPMA> A cross section of the copper alloy sample was cut out and processed into a thin piece by a focused ion beam (FIB). The obtained cross section was observed with a SEM (scanning electron microscope), and elemental analysis was performed on the cross section using an energy dispersive X-ray analyzer (EDX, product name: JXA-8530FPlus, manufactured by JEOL Ltd.) attached to the SEM under measurement conditions of an acceleration voltage of 15 kV. In addition, elemental analysis was also performed on the same cross section using an electron probe microanalyzer (EPMA, product name: JXA-8530FPlus, manufactured by JEOL Ltd.) under measurement conditions of an acceleration voltage of 15 kV.
  • EX energy dispersive X-ray analyzer
  • EPMA electron probe microanalyzer
  • Figure 2A shows cross-sectional SEM images at various magnifications obtained for the copper alloy sample of Example 6 (Si: 1.09 wt%).
  • the three SEM images on the left are secondary electron images that clearly show the fine structure of the sample surface, while the three SEM images on the right are backscattered electron composition images (COMPO images) that show contrast that depends on the atomic number. All six of these SEM images were obtained by observing the same surface of the sample.
  • Figure 2B also shows an EPMA mapping image of Example 6 measured in the area corresponding to the SEM image in the lower right of Figure 2A.
  • Figure 3A shows cross-sectional SEM images at various magnifications obtained for the copper alloy sample of Example 7 (Si: 2.98 wt%).
  • the three SEM images on the left are secondary electron images that clearly show the fine structure of the sample surface, while the three SEM images on the right are backscattered electron composition images (COMPO images) that show contrast that depends on the atomic number. All six of these SEMs were obtained by observing the same surface of the sample.
  • Figures 3B and 3C also show EPMA mapping images of Example 7 measured in the area corresponding to the SEM image in the lower right of Figure 3A.
  • ⁇ STEM-EELS> A cross section of the copper alloy sample was cut out and processed into a thin piece by a focused ion beam (FIB). The obtained cross section was observed by a spherical aberration corrected scanning transmission electron microscope (STEM, product name: HD-2700, manufactured by Hitachi High-Technologies Corporation) with a measurement condition of an acceleration voltage of 200 kV.
  • STEM spherical aberration corrected scanning transmission electron microscope
  • Figure 4A shows cross-sectional STEM images at various magnifications obtained for the copper alloy sample of Example 6 (Si: 1.09 wt%), while Figure 4B shows a STEM-EELS mapping image of Example 6 measured in the region corresponding to the STEM image at the right end of Figure 4A.
  • GPa hardness of intermetallic compound particles
  • the hardness (GPa) of each micro-area in the Co-Be-Si intermetallic compound particles in the cross section of the beryllium copper alloy was measured by a nanoindentation test. This test was performed using a nanoindenter (product name: iMicro type nanoindenter, manufactured by KLA Corporation) in accordance with ISO14577 under the following measurement conditions: maximum load: 0.25 mN, measurement area: 60 ⁇ m (X axis) ⁇ 60 ⁇ m (Y axis), number of measurement points: 60 points (X axis) ⁇ 60 points (Y axis), and Poisson's ratio of the sample: 0.3.
  • FIG. 5A shows a CCD image measured on the copper alloy sample of Example 4 (Si: 0.29 wt %) and the hardness distribution measured on the rectangular area marked thereon, while FIG. 5B shows a histogram of the hardness distribution thus obtained.
  • FIG. 6 shows a cross-sectional SEM image (field area: 48118.52 ⁇ m 2 ) of the copper alloy sample of Example 7 (Si: 2.98 wt%).
  • the black dots represent Co-Be-Si intermetallic compound particles, and the number of the dots was 15. Therefore, it was found that the number of Co-Be-Si intermetallic compound particles present in the area per unit area of 1 mm 2 was 311.
  • ⁇ Cutting performance evaluation 1 ( h2 / h1 and shape of cutting chips)>
  • a copper alloy sample was used as a workpiece, and the cutting chips generated when the workpiece was cut with a tool (bite) were evaluated.
  • the workpiece 2 was run in a straight line, and the surface layer of the upper part of the workpiece was cut with a tool 4 (like planing).
  • the cutting conditions at this time were a cutting speed of 150 m/min, a cut position of 0.10 mm deep from the copper alloy surface, a cutting width of the copper alloy: 2 mm, and a rake angle of 5°.
  • FIGS. 8A and 8B show SEM images of the cross sections of the cutting chips observed in Examples 2 to 7 obtained at this time.
  • the cross section of the cutting chips has a shear shape that brings about zigzag unevenness. This is because, when the cutting chips generated when cutting the copper alloy have a shear shape, the cutting chips are easily sheared, so that they become chip-shaped and are less likely to wrap around the tool.
  • ⁇ Cutting performance evaluation 2 (cutting resistance)> A copper alloy sample was used as a workpiece, and the cutting resistance (N) was evaluated when the workpiece was cut with a tool (bite). Specifically, as shown in Fig. 10, the workpiece 2 was lowered while rotating in the following test environment, and the workpiece 2 was cut in a spiral shape with a tool 4 under the following cutting conditions. At this time, the cutting resistance of the workpiece was measured with a multi-component dynamometer (9129AA, manufactured by KISTLER). The results are shown in Table 1.
  • ⁇ Measurement of the area ratio of BBC region by EBSD> The copper alloy samples obtained in Examples 1 and 5 to 7 were cut out and subjected to Ar ion milling to obtain measurement cross sections.
  • the area ratio of the BCC phase by EBSD was measured using a scanning electron microscope (FE-SEM, manufactured by JEOL Ltd., JSM-7800F) and an OIM crystal orientation analyzer (manufactured by TSL Solutions Co., Ltd., OIM Data Collection/OIM). This EBSD measurement was performed under the conditions of an acceleration voltage of 15 kV and a step size of 0.2 ⁇ m.
  • FIG. 11 shows the EBSD phase maps obtained for the regions within the frames shown in each SEM image.
  • the FCC region identified as a face-centered cubic lattice (FCC) and the BCC region identified as a body-centered cubic lattice (BCC) (hereinafter referred to as the BCC region) are displayed in different colors.
  • the area ratio of the BCC phase i.e., the Si-rich phase
  • the cutting resistance particularly the thrust force
  • the cutting resistance decreases (i.e., machinability improves) with an increase in the area ratio of the BCC phase.

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Abstract

被削性に優れた鉛フリー快削ベリリウム銅合金が提供される。この鉛フリー快削ベリリウム銅合金は、Ｂｅ：１．８０～２．１０重量％、Ｓｉ：０．１０～３．００重量％、Ｃｏ：０．２０～０．４０重量％、Ｆｅ：０～０．１０重量％、Ｎｉ：０～０．１０重量％、並びに、残部Ｃｕ及び不可避不純物からなり、α相である母相と、Ｓｉに富んだκ相であるＳｉリッチ相と、Ｃｏ、Ｂｅ、Ｓｉ、並びに所望によりＦｅ及び／又はＮｉを含む、Ｃｏ－Ｂｅ－Ｓｉ金属間化合物粒子とを有する。

Description

鉛フリー快削ベリリウム銅合金
　本発明は、鉛フリー快削ベリリウム銅合金に関する。
　従来より、ベリリウム銅合金は、高強度及び高導電性を有することから、コネクタ等の電子部品に多く使用されている。ベリリウム銅合金の例として、特許文献１（特開昭５０－１３９０１７号公報）には、Ｂｅ：０．５～１．５％、Ｓｎ：０．２～３．０％、Ｓｉ：０．５～２．０％、残部Ｃｕ及び不可避不純物からなるバネ材料用四元銅合金が開示されている。
　ベリリウム銅合金のなかでも、被削性に優れたベリリウム銅合金として、一般的に快削ベリリウム銅合金（ＵＮＳ番号：Ｃ１７３００）が知られている。これは、ベリリウム銅に０．２～０．６重量％程度の鉛（Ｐｂ）を含有させることによって被削性を向上させた合金である。このような銅合金として、例えば、特許文献２（特公昭５４－３０３６９号公報）には、Ｂｅを０．５～４重量％含む銅合金に、Ｐｂ、Ｔｅ及びＢｉのうち１種を０．０１～３重量％、希土類元素を０．０１～５重量％、ＡｌもしくはＳｉを０．１～５重量％を含有させた快削ベリリウム銅合金が開示されている。
　ベリリウム銅合金以外にも、黄銅材を用いた、快削黄銅が開発されている。例えば、特許文献３（特開２０００－１１９７７５号公報）には、Ｃｕ：６９～７９重量％及びＳｉ：２．０～４．０重量％を含有し、且つ残部がＺｎからなる合金組成をなすことを特徴とする無鉛快削性銅合金が開示されている。また、特許文献４（特開２０２１－４２４５９号公報）には、５８．５ｍａｓｓ％以上６３．５ｍａｓｓ％以下のＣｕと、０．４ｍａｓｓ％超え１．０ｍａｓｓ％以下のＳｉと、０．００３ｍａｓｓ％以上０．２５ｍａｓｓ％以下のＰｂと、０．００５ｍａｓｓ％以上０．１９ｍａｓｓ％以下のＰとを含み、残部がＺｎ及び不可避不純物からなる快削性銅合金が開示されている。
特開昭５０－１３９０１７号公報 特公昭５４－３０３６９号公報 特開２０００－１１９７７５号公報 特開２０２１－４２４５９号公報
　上述したように、特許文献２に開示されるような、鉛を含有する銅合金は、快削ベリリウム銅合金に限らず被削性に優れたものであることから、従来から種々の製品の構成材として使用されている。しかし、鉛が人体や環境に悪影響を及ぼす有害物質であるため、近年においてはその用途が大幅に制限される傾向にある。このような事情により、黄銅材においては、特許文献３及び４に開示されるような、鉛を含有しない快削黄銅が開発されている。一方で、ベリリウム銅合金においては、鉛を含有しない快削材として実用的なものが無いため、鉛フリー快削ベリリウム銅合金の開発が待ち望まれている。
　本発明者らは、今般、Ｂｅを１．８０～２．１０重量％含むベリリウム銅合金にＳｉを０．１０～３．００重量％含有させて所定のミクロ組織を形成させることで、優れた被削性を有する鉛フリーのベリリウム銅合金を提供できるとの知見を得た。
　したがって、本発明の目的は、被削性に優れた鉛フリー快削ベリリウム銅合金を提供することにある。
　本発明によれば、以下の態様が提供される。
［態様１］
　Ｂｅ：１．８０～２．１０重量％、
　Ｓｉ：０．１０～３．００重量％、
　Ｃｏ：０．２０～０．４０重量％、
　Ｆｅ：０～０．１０重量％、
　Ｎｉ：０～０．１０重量％、並びに、
　残部Ｃｕ及び不可避不純物
からなる、鉛フリー快削ベリリウム銅合金であって、前記ベリリウム銅合金が、
　α相である母相と、
　Ｓｉに富んだκ相であるＳｉリッチ相と、
　Ｃｏ、Ｂｅ、Ｓｉ、並びに所望によりＦｅ及び／又はＮｉを含む、Ｃｏ－Ｂｅ－Ｓｉ金属間化合物粒子と
を有する、鉛フリー快削ベリリウム銅合金。
［態様２］
　前記Ｃｏ－Ｂｅ－Ｓｉ金属間化合物粒子が、ＩＳＯ１４５７７に準拠したナノインデンテーション試験により測定される、１．０～１２．０ＧＰａの硬さを有する、態様１に記載の鉛フリー快削ベリリウム銅合金。
［態様３］
　前記鉛フリー快削ベリリウム銅合金の断面における単位面積１ｍｍ２当たりの領域に存在する前記Ｃｏ－Ｂｅ－Ｓｉ金属間化合物粒子の個数が、３２０個以下である、態様１又は２に記載の鉛フリー快削ベリリウム銅合金。
［態様４］
　前記鉛フリー快削ベリリウム銅合金の断面を観察した場合における、前記Ｃｏ－Ｂｅ－Ｓｉ金属間化合物粒子１個当たりの断面積が０．３～７０μｍ２である、態様１～３のいずれか一つに記載の鉛フリー快削ベリリウム銅合金。
［態様５］
　前記鉛フリー快削ベリリウム銅合金の切削により発生する切削屑の長手方向に沿った断面を観察したとき、前記切削屑の断面がジグザグ状の凹凸をもたらすせん断形状を有しており、前記ジグザグ状の凹凸における凹部同士の間隔の平均値をｈ１とし、前記凹凸における凸部の高さの平均値をｈ２としたとき、１．１０＜ｈ２／ｈ１＜６．６０の関係式を満たす、態様１～４のいずれか一つに記載の鉛フリー快削ベリリウム銅合金。
［態様６］
　前記鉛フリー快削ベリリウム銅合金の断面を電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）により解析して得られた視野領域７５μｍ×７５μｍの相マップにおいて、面心立方格子（ＦＣＣ）として同定されるＦＣＣ領域の面積ＳＦＣＣと体心立方格子（ＢＣＣ）として同定されるＢＣＣ領域の面積ＳＢＣＣとの合計面積に対する、ＢＣＣ領域の面積ＳＢＣＣの割合、すなわち１００×ＳＢＣＣ／（ＳＦＣＣ＋ＳＢＣＣ）が、５％以上である、態様１～５のいずれか一つに記載の鉛フリー快削ベリリウム銅合金。
例４、６及び７の銅合金サンプルに対して得られた断面ＳＥＭ像及びＳＥＭ－ＥＤＸ結果を示す。 例６の銅合金サンプル（Ｓｉ：１．０９重量％）について得られた各種倍率の断面ＳＥＭ像を示す 図２Ａの右下のＳＥＭ像に対応する領域について測定された例６のＥＰＭＡマッピング像を示す。 例７の銅合金サンプル（Ｓｉ：２．９８重量％）について得られた各種倍率の断面ＳＥＭ像を示す。 図３Ａの右下のＳＥＭ像に対応する領域について測定された例７のＥＰＭＡマッピング像を示す。 図３Ａの右下のＳＥＭ像に対応する領域について測定された例７のＥＰＭＡマッピング像を示す。 例６の銅合金サンプル（Ｓｉ：１．０９重量％）について得られた各種倍率の断面ＳＴＥＭ像を示す。 図４Ａの右端のＳＴＥＭ像に対応する領域について測定された例６のＳＴＥＭ－ＥＥＬＳマッピング像を示す。 例４の銅合金サンプル（Ｓｉ：０．２９重量％）について測定されたＣＣＤ像及びそこに記される矩形領域について測定された硬さ分布を示す。 例４の銅合金サンプル（Ｓｉ：０．２９重量％）について測定された金属間化合物粒子の硬さの分布のヒストグラムを示す。 例７の銅合金サンプル（Ｓｉ：２．９８重量％）における断面ＳＥＭ像を示す。 実施例の切削性評価１における銅合金サンプルの切削方法を示す模式図である。 例２～４における銅合金サンプルの切削屑断面を観察したＳＥＭ像を示す。 例５～７における銅合金サンプルの切削屑断面を観察したＳＥＭ像を示す。 実施例の切削性評価１における、切削屑断面の凹凸における凸部同士の間隔ｈ１と、凸部の最大高さｈ２を示す模式図である。 実施例の切削性評価２における銅合金サンプルの切削方法を示す模式図である。 例１及び５～７の銅合金サンプルの断面ＳＥＭ像及びそれに対応する領域のＥＢＳＤ相マップを、ＢＣＣ領域の面積割合、及び切削抵抗（背分力）とともに示す表２である。
　鉛フリー快削ベリリウム銅合金
　本発明による鉛フリー快削ベリリウムは、Ｂｅ：１．８０～２．１０重量％、Ｓｉ：０．１０～３．００重量％、Ｃｏ：０．２０～０．４０重量％、Ｆｅ：０～０．１０重量％、Ｎｉ：０～０．１０重量％、並びに、残部Ｃｕ及び不可避不純物からなる。いうまでもなく、鉛フリー快削ベリリウムは鉛（Ｐｂ）を含まない。この銅合金は、α相である母相と、Ｓｉに富んだκ相であるＳｉリッチ相と、Ｃｏ－Ｂｅ－Ｓｉ金属間化合物粒子とを有する。Ｃｏ－Ｂｅ－Ｓｉ金属間化合物粒子は、Ｃｏ、Ｂｅ、Ｓｉ、並びに所望によりＦｅ及び／又はＮｉを含む。このように、Ｂｅを１．８０～２．１０重量％含むベリリウム銅合金にＳｉを０．１０～３．００重量％含有させて所定のミクロ組織を形成させることで、優れた被削性を有する鉛フリーのベリリウム銅合金を提供することができる。
　前述のとおり、鉛を含有する銅合金は、快削ベリリウム銅合金に限らず被削性に優れたものであることから、従来から種々の製品の構成材として使用されている。しかし、鉛が人体や環境に悪影響を及ぼす有害物質であるため、近年においてはその用途が大幅に制限される傾向にある。そして、ベリリウム銅合金においては、鉛を含有しない快削材として実用的なものが無いという問題がある。この点、本発明の鉛フリー快削ベリリウム銅合金によれば、この問題を好都合に解消することができる。すなわち、ベリリウム銅合金にＳｉを含有させることで、ベリリウム銅合金の切削抵抗が低下する。また、Ｓｉを含有したベリリウム銅合金は、切削時に発生する切削屑がせん断しやすいため、切削屑がチップ状になり工具への巻き付きが発生しにくくなる。このように、本発明のベリリウム銅合金は、切削抵抗の低減のみならず、切削屑形状の改善という点においても、優れた被削性を呈するといえる。なお、鉛フリー快削ベリリウム銅合金の「鉛フリー」とは、銅合金を元素分析した場合に鉛の含有量が検出限界以下となることをいう。
　Ｓｉの含有（とりわけＳｉリッチ相及びＣｏ－Ｂｅ－Ｓｉ金属間化合物粒子の存在）により被削性が改善するメカニズムは定かではないが、Ｓｉを含有するＳｉリッチ相とＣｏ－Ｂｅ－Ｓｉ金属間化合物粒子がせん断破壊の応力集中源となり切削屑が分断しやすくなるためであると考えられる。
　Ｂｅは、銅合金にベリリウム銅合金としての優れた基本性能（強度、加工性、疲労特性、耐熱性、耐食性等）をもたらす。本発明の銅合金におけるＢｅ含有量は１．８０～２．１０重量％であり、好ましくは１．８０～２．００重量％である。上記範囲内のＢｅ含有量であると、上記基本性能を効果的に実現できるとともに、過剰量のＢｅによる導電率低下を回避できる。
　Ｓｉは、Ｓｉリッチ相及びＣｏ－Ｂｅ－Ｓｉ金属間化合物粒子を形成することで、ベリリウム銅合金に優れた被削性をもたらす。本発明の銅合金におけるＳｉ含有量は０．１０～３．００重量％であり、好ましくは０．３０～２．５０重量％、より好ましくは０．４５～２．５０重量％、さらに好ましくは０．５０～２．２０重量％、特に好ましくは０．８０～２．００重量％、例えば１．００～２．００重量％である。上記範囲内のＳｉ含有量であると、被削性を効果的に向上できるとともに、過剰量のＳｉによる実操業での生産性低下（鍛造時の割れの発生）を回避できる。特にＳｉ含有量が０．４５重量％以上になるとＳｉリッチ相が有意に増加し、切削時におけるＳｉリッチ相のせん断が顕著なものとなり、被削性の更なる向上を実現できる。かかる観点から、銅合金におけるＳｉ含有量は好ましくは０．４５～３．００重量％、さらに好ましくは０．５０～３．００重量％、特に好ましくは１．００～３．００重量、例えば２．００～３．００重量％でありうる。
　Ｃｏは、Ｃｏ－Ｂｅ－Ｓｉ金属間化合物粒子を形成することで、ベリリウム銅合金に優れた被削性をもたらす。本発明の銅合金におけるＣｏ含有量は０．２０～０．４０重量％であり、好ましくは０．２０～０．３５重量％、さらに好ましくは０．２２～０．３０重量％、特に好ましくは０．２２～０．２８重量％である。上記範囲内のＣｏ含有量であると、効果的な結晶の微細化と銅合金の特性向上を図ることができるとともに、過剰量のＣｏによる実操業での生産性低下を回避できる。
　Ｆｅ及びＮｉは、本発明の銅合金においては不純物とも位置付けられる任意元素であり、これらの含有量が多いと機械的特性の低減につながるため、Ｆｅ及びＮｉはできる限り少ないことが望まれる。このような観点から、本発明の銅合金におけるＦｅ及びＮｉそれぞれの含有量は０～０．１０重量％であり、好ましくは０～０．００５重量％である。
　前述のとおり、本発明の銅合金は、ミクロ組織として、母相と、Ｓｉリッチ相と、Ｃｏ－Ｂｅ－Ｓｉ金属間化合物粒子とを有する。典型的には、母相中にＳｉリッチ相が存在し、Ｓｉリッチ相と母相との界面にＣｏ－Ｂｅ－Ｓｉ金属間化合物粒子が存在する。
　母相はα相であり、ベリリウム銅合金としての優れた基本性能（強度、加工性、疲労特性、耐熱性、耐食性等）に寄与する。
　Ｓｉリッチ相はＳｉに富んだκ相であり、被削性の改善に寄与する。特に、Ｓｉが母相に含まれることで、せん断性が向上し切削屑を分断しやすくすることができる。「Ｓｉに富んだ」なる表現は、元素分析において、母相（α相）よりも高濃度にＳｉが検出されることを意味する。したがって、Ｃｏ－Ｂｅ－Ｓｉ金属間化合物粒子よりも高濃度に検出されることを必ずしも意味するものではない。
　典型的には、母相は面心立方格子（ＦＣＣ）の結晶構造を有する一方、Ｓｉリッチ相は体心立方格子（ＢＣＣ）の結晶構造を有する。ＢＣＣ構造は変形しにくく、ＦＣＣ構造よりもせん断性が高い。このことからＢＣＣ構造のＳｉリッチ相も、被削性の改善に寄与しうる。かかる観点から、ベリリウム銅合金の断面を電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）により解析して得られた視野領域７５μｍ×７５μｍの相マップにおいて、面心立方格子（ＦＣＣ）として同定されるＦＣＣ領域の面積ＳＦＣＣと体心立方格子（ＢＣＣ）として同定されるＢＣＣ領域の面積ＳＢＣＣとの合計面積に対する、ＢＣＣ領域の面積ＳＢＣＣの割合（すなわち１００×ＳＢＣＣ／（ＳＦＣＣ＋ＳＢＣＣ））が５％以上であるのが好ましく、より好ましくは５～４０％、さらに好ましくは１０～３０％、特に好ましくは１５～３０％、最も好ましくは１５～２５％である。このようにＢＣＣ構造の比率を増やすことで、切削抵抗（特に背分力）を低減することができ、結果として被削性の更なる向上を実現できる。ＥＢＳＤ測定は後述する実施例に記載される手順及び条件に従い行えばよい。
　Ｃｏ－Ｂｅ－Ｓｉ金属間化合物粒子も被削性の改善に寄与する。Ｃｏ－Ｂｅ－Ｓｉ金属間化合物粒子は、Ｃｏ、Ｂｅ、Ｓｉ、並びに所望によりＦｅ及び／又はＮｉを含む。すなわち、Ｃｏ－Ｂｅ－Ｓｉ金属間化合物粒子は、Ｃｏ、Ｂｅ及びＳｉを必須元素として含み、これらの必須元素が支配的となっている。Ｆｅ及びＮｉは前述のとおり不純物ともいえる任意元素ないし微量元素であり、それ故Ｃｏ－Ｂｅ－Ｓｉ金属間化合物粒子における支配的な元素ではないものと位置付けられる。
　Ｃｏ－Ｂｅ－Ｓｉ金属間化合物粒子は、ＩＳＯ１４５７７に準拠したナノインデンテーション試験により測定される硬さが１．０～１２．０ＧＰａであるのが好ましく、より好ましくは１．５～７．５ＧＰａ、さらに好ましくは２．０～６．０ＧＰａである。この範囲内の硬さであると被削性がより効果的に実現される。ナノインデンテーション試験では微小領域の硬さが多数の測定点で測定されるため、得られる硬さ分布には幅がある。このため、Ｃｏ－Ｂｅ－Ｓｉ金属間化合物粒子における測定点の１００％が上記範囲内に入る必要はなく、その主要部分（例えば９０％以上）が上記範囲内に入っていればよい。したがって、測定した硬さ分布に１．０ＧＰａを下回る硬さや１２．０ＧＰａを超える硬さが少し（例えば１０％未満）含まれていても構わない。
　Ｃｏ－Ｂｅ－Ｓｉ金属間化合物粒子の個数は、ベリリウム銅合金の上述した基本性能を損なうことなく被削性を改善できる範囲内であれば特に限定されない。被削性をより効果的に実現する観点から、銅合金の断面における単位面積１ｍｍ２当たりの領域に存在するＣｏ－Ｂｅ－Ｓｉ金属間化合物粒子の個数は、３２０個以下であるのが好ましく、より好ましくは５０～３００個、さらに好ましくは８０～２００個である。
　Ｃｏ－Ｂｅ－Ｓｉ金属間化合物粒子の形状は、球状に限らず、板状、棒状、針状、その他の異形状であってよく、特に限定されない。したがって、Ｃｏ－Ｂｅ－Ｓｉ金属間化合物粒子のサイズは直径で特定するよりも、断面積で特定されるのが好ましい。例えば、ベリリウム銅合金の断面におけるＣｏ－Ｂｅ－Ｓｉ金属間化合物粒子の１個当たりの断面積が０．３～７０μｍ２であるのが好ましく、より好ましくは１．０～６５μｍ２、さらに好ましくは５．０～６０μｍ２である。
　前述のとおり、本発明の銅合金は被削性に優れるところ、銅合金の切削により発生する切削屑の長手方向に沿った断面を観察したとき、切削屑の断面がジグザグ状の凹凸をもたらすせん断形状を有しているのが好ましい。この場合、図８に示されるように、ジグザグ状の凹凸における凹部同士の間隔の平均値をｈ１とし、凹凸における凸部の高さの平均値をｈ２としたとき、１．１０＜ｈ２／ｈ１＜６．６０の関係式を満たすのが好ましく、より好ましくは２．０＜ｈ２／ｈ１＜６．６、さらに好ましくは２．５＜ｈ２／ｈ１＜６．６の関係式を満たす。銅合金を切削した際に発生する切削屑が上記のようなせん断形状である場合、切削屑はせん断しやすいためチップ状になり工具への巻き付きが発生しにくくなる。このような銅合金は被削性に優れるといえる。一方で、切削屑がせん断形状ではなく流れ形状（なだらかな凹凸形状）となる場合は、切削屑が連なりやすく、工具への巻き付きが発生しやすいため、生産性が低下してしまう。
　製造方法
　本発明の鉛フリー快削ベリリウム銅合金の製造方法は、特に限定されないが、（ａ）前述した組成をもたらす原料の溶解及び鋳造、（ｂ）均質化熱処理、（ｃ）熱間加工、（ｄ）冷間加工、（ｅ）溶体化熱処理、及び（ｆ）時効処理を順に行うことにより好ましく製造することができる。銅合金の好ましい態様については上述したとおりであるので、ここでの説明は省略する。
（ａ）溶解及び鋳造
　まず、上述した組成（すなわち、Ｂｅ：１．８０～２．１０重量％、Ｓｉ：０．１０～３．００重量％、Ｃｏ：０．２０～０．４０重量％、Ｆｅ：０～０．１０重量％、Ｎｉ：０～０．１０重量％、残部Ｃｕ及び不可避不純物からなる組成）をもたらすように成分を調整した１種又は２種以上の原料を溶解して銅合金の溶湯を得る。所定の元素を添加する場合には、元素単体や母合金等を原料に添加すればよい。また、これらの添加元素を含む原料を銅原料とともに溶解してもよい。その後、上記組成となるように成分が調整された銅合金溶湯を鋳型に注入して鋳塊を製造する。なお、量産を考慮した場合は連続鋳造法を用いるのが好ましい。こうして（例えば円柱形状の）鋳塊（ビレット）を得ることができる。
（ｂ）均質化熱処理
　得られた鋳塊に均質化熱処理を施す。すなわち、加熱により鋳塊を均質化させる。均質化熱処理において、鋳塊の加熱温度は５００～９００℃の範囲内であるのが好ましく、この範囲内の温度における保持時間は１～２４時間であるのが好ましい。
（ｃ）熱間加工
　均質化熱処理が施された鋳塊に熱間加工を施して、所定の直径の熱間加工材とする。熱間加工に先立ち、必要に応じて、加工性向上のための軟化を目的とした焼鈍を実施してもよい。このときの焼鈍条件は特に限定されないが、加熱温度は５００～９００℃の範囲内であるのが好ましく、この範囲内の温度における保持時間は０．２～６時間であるのが好ましい。
（ｄ）冷間加工
　得られた熱間加工材に冷間加工を施して、所定の直径の冷間加工材とする。冷間加工における加工率は０．５～９５％であるのが好ましい。冷間加工に先立ち、必要に応じて加工性向上のための軟化を目的とした焼鈍を実施してもよい。このときの焼鈍条件は特に限定されないが、加熱温度は５００～９００℃の範囲内であるのが好ましく、この範囲内の温度における保持時間は０．２～６時間であるのが好ましい。
（ｅ）溶体化熱処理
　得られた冷間加工材に溶体化熱処理を施し、材料中の元素を均一に溶け込ませることで、溶体化処理材とする。溶体化熱処理における溶体化温度は６００～９００℃の範囲内であるのが好ましく、この範囲内の温度における保持時間は０．２～３時間であるのが好ましい。
（ｆ）時効処理
　得られた溶体化処理材に時効処理を施して、本発明によるベリリウム銅合金を得る。時効処理における時効処理温度は２００～５００℃の範囲内であるのが好ましく、この範囲内の温度における保持時間は０．２～３時間であるのが好ましい。時効処理に先立ち、必要に応じて、溶体化処理材に冷間加工や酸化被膜除去を実施してもよい。このときの冷間加工条件は特に限定されないが、加工率は０．５～９５％であるのが好ましい。
　上記（ａ）～（ｆ）の工程を経ることにより、優れた被削性を有する鉛フリーのベリリウム銅合金を好ましく製造することができる。
　本発明を以下の例によってさらに具体的に説明する。
　例１～７
　ベリリウム銅合金を以下の手順により作製し、評価した。
（１）溶解及び鋳造
　まず、表１に示される組成をもたらす銅合金原料を用意した。この銅合金原料を溶解し、溶湯を鋳型に注入して円柱形状の鋳塊（ビレット）を製造した。
（２）均質化熱処理
　得られた鋳塊を８００℃で４時間保持することにより、均質化熱処理を行った。
（３）熱間加工
　均質化熱処理が施された鋳塊に８００℃で１時間焼鈍した後、熱間加工を施して直径１．８ｃｍの円柱状の熱間加工材とした。
（４）冷間加工
　熱間加工材に加工前に８００℃で１時間焼鈍した後、加工率４０％で冷間加工を施して直径１．４ｃｍの円柱状の冷間加工材とした。
（５）溶体化熱処理
　得られた冷間加工材に８００℃で１時間溶体化熱処理を施し、溶体化処理材とした。
（６）時効処理
　溶体化処理材に加工率３８％で冷間加工を行った。こうして得られた溶体化処理材に３２０℃で２時間時効処理を施し、直径１．１ｃｍ、長さ１００ｃｍの円柱状のベリリウム銅合金サンプルを得た。
（７）評価
　得られたベリリウム銅合金サンプル（以下、銅合金サンプルという）に対して、以下の評価を行った。
＜ＳＥＭ－ＥＤＸ及びＥＰＭＡ＞
　銅合金サンプルの断面を切り出し、集束イオンビーム（ＦＩＢ）により薄片状に加工した。得られた断面をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で観察するとともに、当該断面に対してＳＥＭに付設されたエネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥＤＸ、製品名：ＪＸＡ－８５３０ＦＰｌｕｓ、日本電子株式会社製）による元素分析を加速電圧１５ｋＶの測定条件で行った。また、同じ断面に対して電子プローブマイクロアナライザー（ＥＰＭＡ、製品名：ＪＸＡ－８５３０ＦＰｌｕｓ、日本電子株式会社製）による元素分析も加速電圧１５ｋＶの測定条件で行った。
　その結果、例３～７のベリリウム銅合金においては、母相と、母相よりも高濃度にＳｉを含むＳｉリッチ相と、Ｃｏ、Ｂｅ、Ｓｉ、Ｆｅ及びＮｉを含むＣｏ－Ｂｅ－Ｓｉ金属間化合物粒子とを有することが確認された。Ｃｏ－Ｂｅ－Ｓｉ金属間化合物粒子においてはＳｉリッチ相よりも更に高濃度のＳｉを含むことも確認された。図１に、例４、６及び７のサンプルについて得られたＳＥＭ像及び各測定箇所におけるＳＥＭ－ＥＤＸ結果を示す。
　図２Ａに、例６の銅合金サンプル（Ｓｉ：１．０９重量％）について得られた各種倍率の断面ＳＥＭ像を示す。図２Ａにおいて、左側の３つのＳＥＭ像は二次電子像であり、試料表面の微細な構造を鮮明に示すものである一方、右側の３つのＳＥＭ像は反射電子組成像（ＣＯＭＰＯ像）であり、原子番号に依存したコントラストを示すものである。これらの６つのＳＥＭはいずれもサンプルの同一面を観察して得られたものである。また、図２Ｂに図２Ａの右下のＳＥＭ像に対応する領域について測定された例６のＥＰＭＡマッピング像を示す。
　同様に、図３Ａに、例７の銅合金サンプル（Ｓｉ：２．９８重量％）について得られた各種倍率の断面ＳＥＭ像を示す。図３Ａにおいて、左側の３つのＳＥＭ像は二次電子像であり、試料表面の微細な構造を鮮明に示すものである一方、右側の３つのＳＥＭ像は反射電子組成像（ＣＯＭＰＯ像）であり、原子番号に依存したコントラストを示すものである。これらの６つのＳＥＭはいずれもサンプルの同一面を観察して得られたものである。また、図３Ｂ及び３Ｃに図３Ａの右下のＳＥＭ像に対応する領域について測定された例７のＥＰＭＡマッピング像を示す。
＜ＳＴＥＭ－ＥＥＬＳ＞
　銅合金サンプルの断面を切り出し、集束イオンビーム（ＦＩＢ）により薄片状に加工した。得られた断面を球面収差補正機能付き走査透過電子顕微鏡（ＳＴＥＭ、製品名：ＨＤ－２７００、日立ハイテクノロジーズ製）によって、加速電圧：２００ｋＶの測定条件で観察した。また、ＳＴＥＭに付設された電子エネルギー損失分光装置（ＥＥＬＳ、製品名：Ｅｎｆｉｎｉｕｍ、Ｇａｔａｎ社製）／エネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥＤＸ、製品名：ＸＭＡＸＮ　１００ＴＬＥ、Ｏｘｆｏｒｄ社製）により、電圧２００ｋＶの測定条件で母相と金属間化合物粒子の界面近傍の元素分析を行った。その結果、例３～７のベリリウム銅合金において、金属間化合物粒子はＣｏ、Ｂｅ及びＳｉが支配的であり、ＮｉとＦｅが微量含まれているにすぎないことが分かった。すなわち、Ｃｏ－Ｂｅ－Ｓｉ金属間化合物粒子の存在が確認された。また、母相は主にＢｅとＣｕが含まれているが、Ｃｕが支配的であることが分かった。さらに、母相におけるα相、及びＳｉリッチ相におけるκ相の存在を確認した。図４Ａに、例６の銅合金サンプル（Ｓｉ：１．０９重量％）について得られた各種倍率の断面ＳＴＥＭ像を示す一方、図４Ｂに図４Ａの右端のＳＴＥＭ像に対応する領域について測定された例６のＳＴＥＭ－ＥＥＬＳマッピング像を示す。
＜金属間化合物粒子の硬さ＞
　ベリリウム銅合金の断面におけるＣｏ－Ｂｅ－Ｓｉ金属間化合物粒子における微小領域ごとの硬さ（ＧＰａ）をナノインデンテーション試験により測定した。この試験は、ナノインデンター（製品名：ｉＭｉｃｒｏ型ナノインデンター、ＫＬＡ社製）を用いて、ＩＳＯ１４５７７に準拠して、最大荷重：０．２５ｍＮ、測定領域：６０μｍ（Ｘ軸）×６０μｍ（Ｙ軸）、測定点数：６０点（Ｘ軸）×６０点（Ｙ軸）、サンプルのポアソン比：０．３の測定条件で行った。こうして測定されたＣｏ－Ｂｅ－Ｓｉ金属間化合物粒子の硬さの分布をヒストグラム化した。その結果、表１に示されるように、例４、６及び７のサンプルにおけるＣｏ－Ｂｅ－Ｓｉ金属間化合物粒子は１．０～１２．０ＧＰａの硬さを有することが確認された。図５Ａに、例４の銅合金サンプル（Ｓｉ：０．２９重量％）について測定されたＣＣＤ像及びそこに記される矩形領域について測定された硬さ分布を示す一方、図５Ｂにこうして得られた硬さ分布のヒストグラムを示す。
＜金属間化合物粒子の個数＞
　銅合金サンプルの断面を、ＳＥＭにより５００倍の倍率で観察することで、４８１１８．５２μｍ２の視野における断面ＳＥＭ像を得た。この面積の視野におけるＣｏ－Ｂｅ－Ｓｉ金属間化合物粒子の個数を数え、その個数を単位面積１ｍｍ２当たりの個数に換算した。このようにして、ベリリウム銅合金の断面における単位面積１ｍｍ２当たりの領域に存在するＣｏ－Ｂｅ－Ｓｉ金属間化合物粒子の個数を求めた。結果を表１に示す。図６に、例７の銅合金サンプル（Ｓｉ：２．９８重量％）における断面ＳＥＭ像（視野面積：４８１１８．５２μｍ２）を示す。図６において、黒色の点がＣｏ－Ｂｅ－Ｓｉ金属間化合物粒子を表しており、その点の個数は１５個であった。よって、単位面積１ｍｍ２当たりの領域に存在するＣｏ－Ｂｅ－Ｓｉ金属間化合物粒子の個数は３１１個であることが分かった。
＜金属間化合物粒子の面積＞
　銅合金サンプルの断面を、ＳＥＭにより１０００～２５００倍の倍率で観察することで、ベリリウム銅合金に含まれるＣｏ－Ｂｅ－Ｓｉ金属間化合物粒子１個当たりの面積（μｍ２）を算出した。結果を表１に示す。
＜切削性評価１（ｈ２／ｈ１及び切削屑の形状）＞
　銅合金サンプルを被削材として用い、この被削材を工具（バイト）で切削した時に発生する切削屑を評価した。具体的には、図７に示すように、被削材２を直線状に走らせて、被削材上部の表層を工具４で（かんな掛けのように）切削した。このときの切削条件は、切削速度：１５０ｍ／ｍｉｎ、切り込み位置：銅合金表面から０．１０ｍｍの深さ、銅合金の切削幅：２ｍｍ、及びすくい角：５°とした。銅合金サンプルの切削屑断面をＳＥＭにより２００倍の倍率で観察することで、切削屑断面の形状を確認した。その結果を表１に示す。また、図８Ａ及び８Ｂにこのとき取得した例２～７において観察された切削屑断面のＳＥＭ像を示す。ここで、切削屑の断面がジグザグ状の凹凸をもたらすせん断形状であるのが望ましい。なぜなら、銅合金を切削した際に発生する切削屑がせん断形状である場合、切削屑はせん断しやすいためチップ状になり工具への巻き付きが発生しにくくなるからである。一方で、切削屑がせん断形状ではなく流れ形状（なだらかな凹凸形状）となる場合は、切削屑が連なりやすく、工具への巻き付きが発生しやすいため、生産性が低下してしまう。次いで、図９に示されるように、得られた切削屑の凹凸における凹部同士の間隔を測定してその平均値ｈ１を算出する一方、凹凸における凸部の高さを測定してその平均値ｈ２を算出した。図８Ａ及び８Ｂにおいてはこのときの上記間隔の算出のために手書きで加えた補助線も残されている。得られた平均値ｈ２を平均値ｈ１で除して、比ｈ２／ｈ１（凹凸度）を求めた。結果を表１に示す。また、例１及び５～７については、上記切削時に、被削材の切削抵抗を示す指標として、切削抵抗を構成する分力の１つである背分力を三分力動力計（Ｔｙｐｅ９６０１Ａ３２、ＫＩＳＴＬＥＲ社製）により測定した。その結果、表２（図１１参照）に示される値が得られた。
＜切削性評価２（切削抵抗）＞
　銅合金サンプルを被削材として用い、この被削材を工具（バイト）で切削した時の切削抵抗（Ｎ）を評価した。具体的には、図１０に示すように、下記試験環境において被削材２を回転させながら下降させ、被削材２を工具４でらせん状に下記切削条件にて切削した。このとき、多成分動力計（９１２９ＡＡ、ＫＩＳＴＬＥＲ社製）により被削材の切削抵抗を測定した。結果を表１に示す。
（試験環境）
　使用機械：ＮＶ５０００α　１Ｂ／４０（ＤＧＭ森精機株式会社製）
　ホルダ１：ＢＢＴ４０－ＨＭＣ２５Ｓ－７５（大昭和精機株式会社製）
　ホルダ２：ＳＴ１４－ＭＥＧＡ６Ｓ－１６０（大昭和精機株式会社製）
　バイト：ＭＶＬＮＲ２５２５Ｍ－１６（京セラ株式会社製）
　潤滑油：ユシケーロンＦＧＥ２３４（ユシロ化学工業株式会社製、濃度５～１０％）
（切削条件）
　切削速度：４０ｍ／ｍｉｎ
　１回転送り量：０．０１ｍｍ／ｒｅｖ
　銅合金への切込量：０．２５ｍｍ（２パス）
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１の結果より、ベリリウム銅合金にＳｉを含有させることで、切削抵抗の低減、切屑形状の改善、被削材の表面粗さ低減、及び工具寿命の改善といった切削性の改善が得られた。すなわち、切削抵抗が低いほど切削性が良好であるといえるところ、ベリリウム銅合金にＳｉを含有させることで、Ｓｉを含まないベリリウム銅合金よりも切削抵抗が低減し、かつ、Ｐｂ入りのベリリウム銅合金と同等の切削性を呈することができた。また、切削抵抗が低いことにより工具寿命も改善できるものと考えられる。さらに、ベリリウム銅合金にＳｉを含有させることで、Ｓｉを含まないベリリウム銅合金に比べて、切削屑断面がジグザグ状の凹凸をもたらすせん断形状となり、望ましい切削屑の形状となった。
＜ＥＢＳＤによるＢＢＣ領域の面積割合の測定＞
　例１及び５～７で得られた銅合金サンプルを切り出し、Ａｒイオンミリング加工を施して測定断面を得た。ＥＢＳＤによるＢＣＣ相の面積割合は、走査型電子顕微鏡（ＦＥ―ＳＥＭ、日本電子株式会社製、ＪＳＭ－７８００Ｆ）及びＯＩＭ結晶方位解析装置（株式会社ＴＳＬソリューションズ製、ＯＩＭ　Ｄａｔａ　Ｃｏｌｌｅｃｔｉｏｎ／ＯＩＭ）で測定した。このＥＢＳＤ測定は、加速電圧：１５ｋＶ及びステップサイズ：０．２μｍの条件で行った。
　その結果、図１１に示されるＳＥＭ像及びそれに対応する領域のＥＢＳＤ相マップが得られた。すなわち、図１１には、各ＳＥＭ像に示される枠内の領域について得られたＥＢＳＤ相マップが示されている。ＥＢＳＤ相マップにおいては、面心立方格子（ＦＣＣ）として同定されるＦＣＣ領域と、体心立方格子（ＢＣＣ）として同定されるＢＣＣ領域（以下、ＢＣＣ領域という）が異なる色で表示される。そして、得られたＥＢＳＤ相マップにおいて、ＦＣＣ領域の面積ＳＦＣＣとＢＣＣ領域の面積ＳＢＣＣとの合計面積に対する、ＢＣＣ領域の面積ＳＢＣＣの割合（すなわち１００×ＳＢＣＣ／（ＳＦＣＣ＋ＳＢＣＣ））を算出したところ、表２（図１１参照）に示される値が得られた。また、表２（図１１参照）には切削抵抗（背分力）の値も示されている。そして、表２（図１１参照）に示される結果から、Ｓｉ添加量増加に伴ってＢＣＣ相（すなわちＳｉリッチ相）の面積割合が増加すること、そしてＢＣＣ相の面積割合の増加に伴って切削抵抗（特に背分力）が低減すること（すなわち被削性が向上すること）が分かる。

Claims (6)

  1. 　Ｂｅ：１．８０～２．１０重量％、
    　Ｓｉ：０．１０～３．００重量％、
    　Ｃｏ：０．２０～０．４０重量％、
    　Ｆｅ：０～０．１０重量％、
    　Ｎｉ：０～０．１０重量％、並びに、
    　残部Ｃｕ及び不可避不純物
    からなる、鉛フリー快削ベリリウム銅合金であって、前記ベリリウム銅合金が、
    　α相である母相と、
    　Ｓｉに富んだκ相であるＳｉリッチ相と、
    　Ｃｏ、Ｂｅ、Ｓｉ、並びに所望によりＦｅ及び／又はＮｉを含む、Ｃｏ－Ｂｅ－Ｓｉ金属間化合物粒子と
    を有する、鉛フリー快削ベリリウム銅合金。
  2. 　前記Ｃｏ－Ｂｅ－Ｓｉ金属間化合物粒子が、ＩＳＯ１４５７７に準拠したナノインデンテーション試験により測定される、１．０～１２．０ＧＰａの硬さを有する、請求項１に記載の鉛フリー快削ベリリウム銅合金。
  3. 　前記鉛フリー快削ベリリウム銅合金の断面における単位面積１ｍｍ２当たりの領域に存在する前記Ｃｏ－Ｂｅ－Ｓｉ金属間化合物粒子の個数が、３２０個以下である、請求項１又は２に記載の鉛フリー快削ベリリウム銅合金。
  4. 　前記鉛フリー快削ベリリウム銅合金の断面を観察した場合における、前記Ｃｏ－Ｂｅ－Ｓｉ金属間化合物粒子１個当たりの断面積が０．３～７０μｍ２である、請求項１又は２に記載の鉛フリー快削ベリリウム銅合金。
  5. 　前記鉛フリー快削ベリリウム銅合金の切削により発生する切削屑の長手方向に沿った断面を観察したとき、前記切削屑の断面がジグザグ状の凹凸をもたらすせん断形状を有しており、前記ジグザグ状の凹凸における凹部同士の間隔の平均値をｈ１とし、前記凹凸における凸部の高さの平均値をｈ２としたとき、１．１０＜ｈ２／ｈ１＜６．６０の関係式を満たす、請求項１又は２に記載の鉛フリー快削ベリリウム銅合金。
  6. 　前記鉛フリー快削ベリリウム銅合金の断面を電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）により解析して得られた視野領域７５μｍ×７５μｍの相マップにおいて、面心立方格子（ＦＣＣ）として同定されるＦＣＣ領域の面積ＳＦＣＣと体心立方格子（ＢＣＣ）として同定されるＢＣＣ領域の面積ＳＢＣＣとの合計面積に対する、ＢＣＣ領域の面積ＳＢＣＣの割合、すなわち１００×ＳＢＣＣ／（ＳＦＣＣ＋ＳＢＣＣ）が、５％以上である、請求項１又は２に記載の鉛フリー快削ベリリウム銅合金。
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