(57)【要約】  この快削性銅合金は、Ｃｕ：７６．０〜７９．０％、Ｓｉ：３．１〜３．６％、Ｓｎ：０．３６〜０．８４％、Ｐ：０．０６〜０．１４％、Ｐｂ：０．０２２〜０．１０％を含み、残部がＺｎ及び不可避不純物からなり、組成は以下の関係を満たし、  ７４．４≦ｆ１＝Ｃｕ＋０．８×Ｓｉ−８．５×Ｓｎ＋Ｐ＋０．５×Ｐｂ≦７８．２、６１．２≦ｆ２＝Ｃｕ−４．４×Ｓｉ−０．７×Ｓｎ−Ｐ＋０．５×Ｐｂ≦６２．８、０．０９≦ｆ３＝Ｐ／Ｓｎ≦０．３５、  構成相の面積率（％）は以下の関係を満たし、  ３０≦κ≦６５、０≦γ≦２．０、０≦β≦０．３、０≦μ≦２．０、９６．５≦ｆ４＝α＋κ、９９．４≦ｆ５＝α＋κ＋γ＋μ、０≦ｆ６＝γ＋μ≦３．０、３６≦ｆ７＝１．０５×κ＋６×γ１／２＋０．５×μ≦７２、  α相内にκ相が存在し、γ相の長辺が５０μｍ以下、μ相の長辺が２５μｍ以下である。
2018034281.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
７６．０ｍａｓｓ％以上７９．０ｍａｓｓ％以下のＣｕと、３．１ｍａｓｓ％以上３．６ｍａｓｓ％以下のＳｉと、０．３６ｍａｓｓ％以上、０．８４ｍａｓｓ％以下のＳｎと、０．０６ｍａｓｓ％以上０．１４ｍａｓｓ％以下のＰと、０．０２２ｍａｓｓ％以上、０．１０ｍａｓｓ％以下のＰｂと、を含み、残部がＺｎ及び不可避不純物からなり、
Ｃｕの含有量を［Ｃｕ］ｍａｓｓ％、Ｓｉの含有量を［Ｓｉ］ｍａｓｓ％、Ｓｎの含有量を［Ｓｎ］ｍａｓｓ％、Ｐの含有量を［Ｐ］ｍａｓｓ％、Ｐｂの含有量を［Ｐｂ］ｍａｓｓ％とした場合に、
７４．４≦ｆ１＝［Ｃｕ］＋０．８×［Ｓｉ］−８．５×［Ｓｎ］＋［Ｐ］＋０．５×［Ｐｂ］≦７８．２、
６１．２≦ｆ２＝［Ｃｕ］−４．４×［Ｓｉ］−０．７×［Ｓｎ］−［Ｐ］＋０．５×［Ｐｂ］≦６２．８、
０．０９≦ｆ３＝［Ｐ］／［Ｓｎ］≦０．３５、
の関係を有するとともに、
金属組織の構成相において、α相の面積率を（α）％、β相の面積率を（β）％、γ相の面積率を（γ）％、κ相の面積率を（κ）％、μ相の面積率を（μ）％とした場合に、
３０≦（κ）≦６５、
０≦（γ）≦２．０、
０≦（β）≦０．３、
０≦（μ）≦２．０、
９６．５≦ｆ４＝（α）＋（κ）、
９９．４≦ｆ５＝（α）＋（κ）＋（γ）＋（μ）、
０≦ｆ６＝（γ）＋（μ）≦３．０、
３６≦ｆ７＝１．０５×（κ）＋６×（γ）１／２＋０．５×（μ）≦７２、
の関係を有するとともに、
α相内にκ相が存在しており、γ相の長辺の長さが５０μｍ以下であり、μ相の長辺の長さが２５μｍ以下であることを特徴とする快削性銅合金。
【請求項２】
さらに、０．０２ｍａｓｓ％以上０．０８ｍａｓｓ％以下のＳｂ、０．０２ｍａｓｓ％以上０．０８ｍａｓｓ％以下のＡｓ、０．０２ｍａｓｓ％以上０．２０ｍａｓｓ％以下のＢｉから選択される１又は２以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の快削性銅合金。
【請求項３】
７６．５ｍａｓｓ％以上７８．７ｍａｓｓ％以下のＣｕと、３．１５ｍａｓｓ％以上３．５５ｍａｓｓ％以下のＳｉと、０．４１ｍａｓｓ％以上０．７８ｍａｓｓ％以下のＳｎと、０．０６ｍａｓｓ％以上０．１３ｍａｓｓ％以下のＰと、０．０２３ｍａｓｓ％以上０．０７ｍａｓｓ％以下のＰｂと、を含み、残部がＺｎ及び不可避不純物からなり、
Ｃｕの含有量を［Ｃｕ］ｍａｓｓ％、Ｓｉの含有量を［Ｓｉ］ｍａｓｓ％、Ｓｎの含有量を［Ｓｎ］ｍａｓｓ％、Ｐの含有量を［Ｐ］ｍａｓｓ％、Ｐｂの含有量を［Ｐｂ］ｍａｓｓ％とした場合に、
７４．６≦ｆ１＝［Ｃｕ］＋０．８×［Ｓｉ］−８．５×［Ｓｎ］＋［Ｐ］＋０．５×［Ｐｂ］≦７７．８、
６１．４≦ｆ２＝［Ｃｕ］−４．４×［Ｓｉ］−０．７×［Ｓｎ］−［Ｐ］＋０．５×［Ｐｂ］≦６２．６、
０．１≦ｆ３＝［Ｐ］／［Ｓｎ］≦０．３
の関係を有するとともに、
金属組織の構成相において、α相の面積率を（α）％、β相の面積率を（β）％、γ相の面積率を（γ）％、κ相の面積率を（κ）％、μ相の面積率を（μ）％とした場合に、
３３≦（κ）≦６２、
０≦（γ）≦１．５、
０≦（β）≦０．２、
０≦（μ）≦１．０、
９７．５≦ｆ４＝（α）＋（κ）、
９９．６≦ｆ５＝（α）＋（κ）＋（γ）＋（μ）、
０≦ｆ６＝（γ）＋（μ）≦２．０、
４０≦ｆ７＝１．０５×（κ）＋６×（γ）１／２＋０．５×（μ）≦７０、
の関係を有するとともに、
α相内にκ相が存在しており、γ相の長辺の長さが４０μｍ以下であり、μ相の長辺の長さが１５μｍ以下であることを特徴とする快削性銅合金。
【請求項４】
さらに、０．０２ｍａｓｓ％以上０．０７ｍａｓｓ％以下のＳｂ、０．０２ｍａｓｓ％以上０．０７ｍａｓｓ％以下のＡｓ、０．０２ｍａｓｓ％以上０．１０ｍａｓｓ％以下のＢｉから選択される１又は２以上を含有することを特徴とする請求項３に記載の快削性銅合金。
【請求項５】
前記不可避不純物であるＦｅ，Ｍｎ，Ｃｏ，及びＣｒの合計量は、０．０８ｍａｓｓ％未満であることを特徴とする請求項１から請求項４のいずれか一項に記載の快削性銅合金。
【請求項６】
κ相に含有されるＳｎの量が０．４０ｍａｓｓ％以上０．８５ｍａｓｓ％以下であり、κ相に含有されるＰの量が０．０７ｍａｓｓ％以上０．２２ｍａｓｓ％以下であることを特徴とする請求項１から請求項５のいずれか一項に記載の快削性銅合金。
【請求項７】
熱間加工材であり、シャルピー衝撃試験値が１２Ｊ／ｃｍ２以上４５Ｊ／ｃｍ２以下、引張強さが５４０Ｎ／ｍｍ２以上であり、かつ、室温での０．２％耐力に相当する荷重を負荷した状態で１５０℃で１００時間保持した後のクリープひずみが０．４％以下であることを特徴とする請求項１から請求項６のいずれか一項に記載の快削性銅合金。
【請求項８】
水道用器具、工業用配管部材、液体と接触する器具、又は液体と接触する自動車用部品に用いられることを特徴とする請求項１から請求項７のいずれか一項に記載の快削性銅合金。
【請求項９】
請求項１から請求項８のいずれか一項に記載された快削性銅合金の製造方法であって、
冷間加工工程及び熱間加工工程のいずれか一方または両方と、前記冷間加工工程又は前記熱間加工工程の後に実施する焼鈍工程と、を有し、
前記焼鈍工程では、５１０℃以上５７５℃以下の温度で、２０分から８時間保持するか、又は５７５℃から５１０℃までの温度領域を０．１℃／分以上、２．５℃／分以下の平均冷却速度で冷却し、
次いで４７０℃から３８０℃までの温度領域を３℃／分超え、５００℃／分未満の平均冷却速度で冷却することを特徴とする快削性銅合金の製造方法。
【請求項１０】
請求項１から請求項８のいずれか一項に記載された快削性銅合金の製造方法であって、
熱間加工工程を含み、熱間加工される時の材料温度が、６００℃以上、７４０℃以下であり、
前記熱間加工として熱間押出を行う場合、冷却過程において、４７０℃から３８０℃までの温度領域を３℃／分超え、５００℃／分未満の平均冷却速度で冷却し、
前記熱間加工として熱間鍛造を行う場合、冷却過程において、５７５℃から５１０℃までの温度領域を０．１℃／分以上、２．５℃／分以下の平均冷却速度で冷却し、４７０℃から３８０℃までの温度領域を３℃／分超え、５００℃／分未満の平均冷却速度で冷却することを特徴とする快削性銅合金の製造方法。
【請求項１１】
請求項１から請求項８のいずれか一項に記載された快削性銅合金の製造方法であって、
冷間加工工程及び熱間加工工程のいずれか一方または両方と、前記冷間加工工程又は前記熱間加工工程の後に実施する低温焼鈍工程と、を有し、
前記低温焼鈍工程においては、材料温度を２４０℃以上３５０℃以下の範囲とし、加熱時間を１０分以上３００分以下の範囲とし、材料温度をＴ℃、加熱時間をｔ分としたとき、１５０≦（Ｔ−２２０）×（ｔ）１／２≦１２００の条件とすることを特徴とする快削性銅合金の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、優れた耐食性、優れた衝撃特性、高い強度、高温強度（高温クリープ）を備えるとともに、鉛の含有量を大幅に減少させた快削性銅合金、及び、快削性銅合金の製造方法に関する。特に、給水栓、バルブ、継手などの人や動物が毎日摂取する飲料水に使用される器具、さらには、高速の流体が流れる厳しい環境で使用されるバルブ、継手などの電気・自動車・機械・工業用配管に用いられる快削性銅合金、及び、快削性銅合金の製造方法に関連している。
本願は、２０１６年８月１５日に、日本に出願された特願２０１６−１５９２３８号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
【背景技術】
【０００２】
従来から、飲料水の器具類を始め、バルブ、継手など電気・自動車・機械・工業用配管に使用されている銅合金として、５６〜６５ｍａｓｓ％のＣｕと、１〜４ｍａｓｓ％のＰｂを含有し、残部がＺｎとされたＣｕ−Ｚｎ−Ｐｂ合金（いわゆる快削黄銅）、あるいは、８０〜８８ｍａｓｓ％のＣｕと、２〜８ｍａｓｓ％のＳｎ、２〜８ｍａｓｓ％のＰｂを含有し、残部がＺｎとされたＣｕ−Ｓｎ−Ｚｎ−Ｐｂ合金（いわゆる青銅：ガンメタル）が一般的に使用されていた。
しかしながら、近年では、Ｐｂの人体や環境に与える影響が懸念されるようになり、各国でＰｂに関する規制の動きが活発化している。例えば、米国カリフォルニア州では、２０１０年  １月より、また、全米においては、２０１４年１月より、飲料水器具等に含まれるＰｂ含有量を０．２５ｍａｓｓ％以下とする規制が発効されている。また、飲料水類へ浸出するＰｂの浸出量についても、将来、５ｍａｓｓｐｐｍ程度までの規制がなされるであろうと言われている。米国以外の国においても、その規制の動きは急速であり、Ｐｂ含有量の規制に対応した銅合金材料の開発が求められている。【０００３】
また、その他の産業分野、自動車、機械や電気・電子機器の分野においても、例えば、欧州のＥＬＶ規制、ＲｏＨＳ規制では、快削性銅合金のＰｂ含有量が例外的に４ｍａｓｓ％まで認められているが、飲料水の分野と同様、例外の撤廃を含め、Ｐｂ含有量の規制強化が活発に議論されている。【０００４】
このような快削性銅合金のＰｂ規制強化の動向の中、Ｐｂの代わりに被削性機能を有するＢｉ及びＳｅを含有する銅合金、あるいは、ＣｕとＺｎの合金においてβ相を増やして被削性の向上を図った高濃度のＺｎを含有する銅合金などが提唱されている。
例えば、特許文献１においては、Ｐｂの代わりにＢｉを含有させるだけでは耐食性が不十分であるとし、β相を減少させてβ相を孤立させるために、熱間押出後の熱間押出棒を１８０℃になるまで徐冷し、さらには、熱処理を施すことを提案している。
また、特許文献２においては、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｂｉ合金に、Ｓｎを０．７〜２．５ｍａｓｓ％添加してＣｕ−Ｚｎ−Ｓｎ合金のγ相を析出させることにより、耐食性の改善を図っている。【０００５】
しかしながら、特許文献１に示すように、Ｐｂの代わりにＢｉを含有させた合金は、耐食性に問題がある。そして、Ｂｉは、Ｐｂと同様に人体に有害であるおそれがあること、希少金属であるので資源上の問題があること、銅合金材料を脆くする問題などを含め、多くの問題を有している。さらに、特許文献１、２で提案されているように、熱間押出後の徐冷、或いは熱処理により、β相を孤立させて耐食性を高めたとしても、到底、厳しい環境下での耐食性の改善には繋がらない。
また、特許文献２に示すように、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｎ合金のγ相を析出させたとしても、このγ相は、元来、α相に比べ耐食性に乏しく、到底、厳しい環境下での耐食性の改善には繋がらない。また、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｎ合金では、Ｓｎを含有させたγ相は、被削性機能を持つＢｉを共に添加することを必要としているように、被削性機能に劣る。【０００６】
一方、高濃度のＺｎを含有する銅合金については、β相は、Ｐｂに比べ被削性の機能が劣るので、到底、Ｐｂを含有する快削性銅合金の代替にはなりえないばかりか、β相を多く含むので、耐食性、特に耐脱亜鉛腐食性、耐応力腐食割れ性が頗る悪い。また、これら銅合金は、高温（例えば１５０℃）での強度が低いため、例えば、炎天下でかつエンジンルームに近い高温下で使用される自動車部品や、高温・高圧下で使用される配管などにおいては、薄肉、軽量化に応えられない。【０００７】
さらに、Ｂｉは銅合金を脆くし、β相を多く含むと延性が低下するので、Ｂｉを含有する銅合金、または、β相を多く含む銅合金は、自動車、機械、電気用部品として、また、バルブを始めとする飲料水器具材料としては、不適切である。なお、Ｃｕ−Ｚｎ合金にＳｎを含有させたγ相を含む黄銅についても、応力腐食割れを改善できず、高温での強度が低く、衝撃特性が悪いため、これらの用途での使用は不適切である。【０００８】
他方、快削性銅合金として、Ｐｂの代わりにＳｉを含有したＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金が、例えば特許文献３〜９に提案されている。
特許文献３，４においては、主としてγ相の優れた被削性機能を有することにより、Ｐｂを含有させずに、又は、少量のＰｂの含有で、優れた切削性を実現させたものである。Ｓｎは、０．３ｍａｓｓ％以上の含有により、被削性機能を有するγ相の形成を増大、促進させ、被削性を改善させる。また、特許文献３，４においては、多くのγ相の形成により、耐食性の向上を図っている。【０００９】
また、特許文献５においては、０．０２ｍａｓｓ％以下の極少量のＰｂを含有させ、主としてγ相、κ相の合計含有面積を規定することにより、優れた快削性を得るものとしている。ここで、Ｓｎは、γ相の形成及び増大化に働き、耐エロージョンコロージョン性を改善させるとしている。
さらに、特許文献６，７においては、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金の鋳物製品が提案されており、鋳物の結晶粒の微細化を図るために、Ｐの存在の下でＺｒを極微量含有させており、Ｐ／Ｚｒの比率等が重要としている。【００１０】
また、特許文献８には、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金にＦｅを含有させた銅合金が提案されている。
さらに、特許文献９には、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金にＳｎとＦｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｍｎを含有させた銅合金が提案されている。【００１１】
ここで、上述のＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金においては、特許文献１０及び非特許文献１に記載されているように、Ｃｕ濃度が６０ｍａｓｓ％以上、Ｚｎ濃度が３０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ濃度が１０ｍａｓｓ％以下の組成に絞っても、マトリックスα相の他に、β相、γ相、δ相、ε相、ζ相、η相、κ相、μ相、χ相の１０種類の金属相、場合によっては、α’、β’、γ’を含めると１３種類の金属相が存在することが知られている。さらに、添加元素が増えると、金属組織はより複雑になることや、新たな相や金属間化合物が出現する可能性があること、また、平衡状態図から得られる合金と実生産されている合金では、存在する金属相の構成に大きなずれが生じることが経験上よく知られている。さらに、これらの相の組成は、銅合金のＣｕ、Ｚｎ、Ｓｉ等の濃度、および、加工熱履歴によっても、変化することがよく知られている。【００１２】
ところで、γ相は優れた被削性能を有するが、Ｓｉ濃度が高く、硬くて脆いため、γ相を多く含むと、厳しい環境下での耐食性、延性、衝撃特性、高温強度（高温クリープ）等に問題を生じる。このため、多量のγ相を含むＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金についても、Ｂｉを含有する銅合金やβ相を多く含む銅合金と同様に、その使用に制約を受ける。【００１３】
なお、特許文献３〜７に記載されているＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金は、ＩＳＯ−６５０９に基づく脱亜鉛腐食試験では、比較的良好な結果を示す。しかしながら、ＩＳＯ−６５０９に基づく脱亜鉛腐食試験では、一般的な水質での耐脱亜鉛腐食性の良否を判定するために、実際の水質とは全く異なる塩化第二銅の試薬を用い、２４時間という短時間で評価しているに過ぎない。すなわち、実環境と異なった試薬を用い、短時間で評価しているため、厳しい環境下での耐食性を十分に評価できていない。【００１４】
また、特許文献８においては、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金にＦｅを含有させることを提案している。ところが、ＦｅとＳｉは、γ相より硬く脆いＦｅ−Ｓｉの金属間化合物を形成する。この金属間化合物は、切削加工時には切削工具の寿命を短くし、研磨時にはハードスポットが形成され外観上の不具合が生じるなど問題がある。また、添加元素であるＳｉを金属間化合物として消費することから、合金の性能を低下させてしまう。【００１５】
さらに、特許文献９においては、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金に、ＳｎとＦｅ、Ｃｏ、Ｍｎを添加しているが、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｍｎは、いずれもＳｉと化合して硬くて脆い金属間化合物を生成する。このため、特許文献８と同様に、切削や研磨時に問題を生じさせる。さらに、特許文献９によれば、Ｓｎ，Ｍｎを含有させることによりβ相を形成させているが、β相は、深刻な脱亜鉛腐食を生じさせ、応力腐食割れの感受性を高める。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１６】
【特許文献１】特開２００８−２１４７６０号公報
【特許文献２】国際公開第２００８／０８１９４７号
【特許文献３】特開２０００−１１９７７５号公報
【特許文献４】特開２０００−１１９７７４号公報
【特許文献５】国際公開第２００７／０３４５７１号
【特許文献６】国際公開第２００６／０１６４４２号
【特許文献７】国際公開第２００６／０１６６２４号
【特許文献８】特表２０１６−５１１７９２号公報
【特許文献９】特開２００４−２６３３０１号公報
【特許文献１０】米国特許第４，０５５，４４５号明細書
【非特許文献】
【００１７】
【非特許文献１】美馬源次郎、長谷川正治：伸銅技術研究会誌，２（１９６３），Ｐ．６２〜７７
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１８】
本発明は、斯かる従来技術の問題を解決するためになされたものであり、厳しい水質環境下、流速の早い流体での耐食性、衝撃特性、高温強度に優れた快削性銅合金、及び、快削性銅合金の製造方法を提供することを課題とする。なお、本明細書において、特に断りのない限り、耐食性とは、耐脱亜鉛腐食性を指す。
【課題を解決するための手段】
【００１９】
このような課題を解決して、前記目的を達成するために、本発明の第１の態様である快削性銅合金は、７６．０ｍａｓｓ％以上７９．０ｍａｓｓ％以下のＣｕと、３．１ｍａｓｓ％以上３．６ｍａｓｓ％以下のＳｉと、０．３６ｍａｓｓ％以上、０．８４ｍａｓｓ％以下のＳｎと、０．０６ｍａｓｓ％以上０．１４ｍａｓｓ％以下のＰと、０．０２２ｍａｓｓ％以上、０．１０ｍａｓｓ％以下のＰｂと、を含み、残部がＺｎ及び不可避不純物からなり、
Ｃｕの含有量を［Ｃｕ］ｍａｓｓ％、Ｓｉの含有量を［Ｓｉ］ｍａｓｓ％、Ｓｎの含有量を［Ｓｎ］ｍａｓｓ％、Ｐの含有量を［Ｐ］ｍａｓｓ％、Ｐｂの含有量を［Ｐｂ］ｍａｓｓ％とした場合に、
７４．４≦ｆ１＝［Ｃｕ］＋０．８×［Ｓｉ］−８．５×［Ｓｎ］＋［Ｐ］＋０．５×［Ｐｂ］≦７８．２、
６１．２≦ｆ２＝［Ｃｕ］−４．４×［Ｓｉ］−０．７×［Ｓｎ］−［Ｐ］＋０．５×［Ｐｂ］≦６２．８、
０．０９≦ｆ３＝［Ｐ］／［Ｓｎ］≦０．３５、
の関係を有するとともに、
金属組織の構成相において、α相の面積率を（α）％、β相の面積率を（β）％、γ相の面積率を（γ）％、κ相の面積率を（κ）％、μ相の面積率を（μ）％とした場合に、
３０≦（κ）≦６５、
０≦（γ）≦２．０、
０≦（β）≦０．３、
０≦（μ）≦２．０、
９６．５≦ｆ４＝（α）＋（κ）、
９９．４≦ｆ５＝（α）＋（κ）＋（γ）＋（μ）、
０≦ｆ６＝（γ）＋（μ）≦３．０、
３６≦ｆ７＝１．０５×（κ）＋６×（γ）１／２＋０．５×（μ）≦７２、
の関係を有するとともに、
α相内にκ相が存在しており、γ相の長辺の長さが５０μｍ以下であり、μ相の長辺の長さが２５μｍ以下であることを特徴とする。【００２０】
本発明の第２の態様である快削性銅合金は、本発明の第１の態様の快削性銅合金において、さらに、０．０２ｍａｓｓ％以上０．０８ｍａｓｓ％以下のＳｂ、０．０２ｍａｓｓ％以上０．０８ｍａｓｓ％以下のＡｓ、０．０２ｍａｓｓ％以上０．２０ｍａｓｓ％以下のＢｉから選択される１又は２以上を含有することを特徴とする。【００２１】
本発明の第３態様である快削性銅合金は、７６．５ｍａｓｓ％以上７８．７ｍａｓｓ％以下のＣｕと、３．１５ｍａｓｓ％以上３．５５ｍａｓｓ％以下のＳｉと、０．４１ｍａｓｓ％以上、０．７８ｍａｓｓ％以下のＳｎと、０．０６ｍａｓｓ％以上０．１３ｍａｓｓ％以下のＰと、０．０２３ｍａｓｓ％以上０．０７ｍａｓｓ％以下のＰｂと、を含み、残部がＺｎ及び不可避不純物からなり、
Ｃｕの含有量を［Ｃｕ］ｍａｓｓ％、Ｓｉの含有量を［Ｓｉ］ｍａｓｓ％、Ｓｎの含有量を［Ｓｎ］ｍａｓｓ％、Ｐの含有量を［Ｐ］ｍａｓｓ％、Ｐｂの含有量を［Ｐｂ］ｍａｓｓ％とした場合に、
７４．６≦ｆ１＝［Ｃｕ］＋０．８×［Ｓｉ］−８．５×［Ｓｎ］＋［Ｐ］＋０．５×［Ｐｂ］≦７７．８、
６１．４≦ｆ２＝［Ｃｕ］−４．４×［Ｓｉ］−０．７×［Ｓｎ］−［Ｐ］＋０．５×［Ｐｂ］≦６２．６、
０．１≦ｆ３＝［Ｐ］／［Ｓｎ］≦０．３
の関係を有するとともに、
金属組織の構成相において、α相の面積率を（α）％、β相の面積率を（β）％、γ相の面積率を（γ）％、κ相の面積率を（κ）％、μ相の面積率を（μ）％とした場合に、
３３≦（κ）≦６２、
０≦（γ）≦１．５、
０≦（β）≦０．２、
０≦（μ）≦１．０、
９７．５≦ｆ４＝（α）＋（κ）、
９９．６≦ｆ５＝（α）＋（κ）＋（γ）＋（μ）、
０≦ｆ６＝（γ）＋（μ）≦２．０、
４０≦ｆ７＝１．０５×（κ）＋６×（γ）１／２＋０．５×（μ）≦７０、
の関係を有するとともに、
α相内にκ相が存在しており、γ相の長辺の長さが４０μｍ以下であり、μ相の長辺の長さが１５μｍ以下であることを特徴とする。【００２２】
本発明の第４の態様である快削性銅合金は、本発明の第３の態様の快削性銅合金において、さらに、０．０２ｍａｓｓ％以上０．０７ｍａｓｓ％以下のＳｂ、０．０２ｍａｓｓ％以上０．０７ｍａｓｓ％以下のＡｓ、０．０２ｍａｓｓ％以上０．１０ｍａｓｓ％以下のＢｉから選択される１又は２以上を含有することを特徴とする。【００２３】
本発明の第５の態様である快削性銅合金は、本発明の第１〜４の態様のいずれかの快削性銅合金において、前記不可避不純物であるＦｅ，Ｍｎ，Ｃｏ，及びＣｒの合計量は、０．０８ｍａｓｓ％未満であることを特徴とする。【００２４】
本発明の第６の態様である快削性銅合金は、本発明の第１〜５の態様のいずれかの快削性銅合金において、κ相に含有されるＳｎの量が０．４０ｍａｓｓ％以上０．８５ｍａｓｓ％以下であり、κ相に含有されるＰの量が０．０７ｍａｓｓ％以上０．２２ｍａｓｓ％以下であることを特徴とする。【００２５】
本発明の第７の態様である快削性銅合金は、本発明の第１〜６の態様のいずれかの快削性銅合金において、熱間加工材であり、シャルピー衝撃試験値が１２Ｊ／ｃｍ２以上４５Ｊ／ｃｍ２以下、引張強さが５４０Ｎ／ｍｍ２以上であり、かつ、室温での０．２％耐力に相当する荷重を負荷した状態で１５０℃で１００時間保持した後のクリープひずみが０．４％以下であることを特徴とする。なお、シャルピー衝撃試験値は、Ｕノッチ形状の試験片での値である。【００２６】
本発明の第８の態様である快削性銅合金は、本発明の第１〜７の態様のいずれかの快削性銅合金において、水道用器具、工業用配管部材、液体と接触する器具、又は液体と接触する自動車用部品に用いられることを特徴とする。【００２７】
本発明の第９の態様である快削性銅合金の製造方法は、本発明の第１〜８の態様のいずれかの快削性銅合金の製造方法であって、
冷間加工工程及び熱間加工工程のいずれか一方または両方と、前記冷間加工工程又は熱間加工工程の後に実施する焼鈍工程と、を有し、
前記焼鈍工程では、５１０℃以上５７５℃以下の温度で、２０分から８時間保持するか、又は５７５℃から５１０℃までの温度領域を０．１℃／分以上、２．５℃／分以下の平均冷却速度で冷却し、次いで４７０℃から３８０℃までの温度領域を３℃／分超え、５００℃／分未満の平均冷却速度で冷却することを特徴とする。【００２８】
本発明の第１０の態様である快削性銅合金の製造方法は、本発明の第１〜８の態様のいずれかの快削性銅合金の製造方法であって、
熱間加工工程を含み、熱間加工される時の材料温度が、６００℃以上、７４０℃以下であり、
前記熱間加工として熱間押出を行う場合、冷却過程において、４７０℃から３８０℃までの温度領域を３℃／分超え、５００℃／分未満の平均冷却速度で冷却し、
前記熱間加工として熱間鍛造を行う場合、冷却過程において、５７５℃から５１０℃までの温度領域を０．１℃／分以上、２．５℃／分以下の平均冷却速度で冷却し、４７０℃から３８０℃までの温度領域を３℃／分超え、５００℃／分未満の平均冷却速度で冷却することを特徴とする。【００２９】
本発明の第１１の態様である快削性銅合金の製造方法は、本発明の第１〜８の態様のいずれかの快削性銅合金の製造方法であって、
冷間加工工程及び熱間加工工程のいずれか一方または両方と、前記冷間加工工程又は前記熱間加工工程の後に実施する低温焼鈍工程と、を有し、
前記低温焼鈍工程においては、材料温度を２４０℃以上３５０℃以下の範囲とし、加熱時間を１０分以上３００分以下の範囲とし、材料温度をＴ℃、加熱時間をｔ分としたとき、１５０≦（Ｔ−２２０）×（ｔ）１／２≦１２００の条件とすることを特徴とする。
【発明の効果】
【００３０】
本発明の態様によれば、被削性機能に優れるが耐食性、衝撃特性、高温強度（高温クリープ）に劣るγ相を極力少なくし、かつ、被削性に有効なμ相も限りなく少なくし、かつα相内に微細なκ相が存在した金属組織を規定している。更に、この金属組織を得るための組成、製造方法を規定している。このため、本発明の態様により、被削性、高速の流体を含む厳しい環境下での耐食性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性、常温の強度、高温強度、耐摩耗性に優れた快削性銅合金、及び、快削性銅合金の製造方法を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００３１】
【図１】実施例１における快削性銅合金（試験Ｎｏ．Ｔ１２３）の組織の電子顕微鏡写真である。
【図２】実施例１における快削性銅合金（試験Ｎｏ．Ｔ０３）の組織の金属顕微鏡写真である。
【図３】実施例１における快削性銅合金（試験Ｎｏ．Ｔ０３）の組織の電子顕微鏡写真である。
【図４】（ａ）は、実施例２における試験Ｎｏ．Ｔ４０１の８年間過酷な水環境下で使用された後の断面の金属顕微鏡写真であり、（ｂ）は、試験Ｎｏ．Ｔ４０２の脱亜鉛腐食試験１の後の断面の金属顕微鏡写真であり、（ｃ）は、試験Ｎｏ．Ｔ８８の脱亜鉛腐食試験１の後の断面の金属顕微鏡写真である。
【発明を実施するための形態】
【００３２】
以下に、本発明の実施形態に係る快削性銅合金及び快削性銅合金の製造方法について説明する。
本実施形態である快削性銅合金は、給水栓、バルブ、継手などの人や動物が毎日摂取する飲料水に使用される器具、バルブ、継手などの電気・自動車・機械・工業用配管部材、液体と接触する器具、部品として用いられるものである。
【００３３】
ここで、本明細書では、［Ｚｎ］のように括弧の付いた元素記号は当該元素の含有量（ｍａｓｓ％）を示すものとする。
そして、本実施形態では、この含有量の表示方法を用いて、以下のように、複数の組成関係式を規定している。
組成関係式ｆ１＝［Ｃｕ］＋０．８×［Ｓｉ］−８．５×［Ｓｎ］＋［Ｐ］＋０．５×［Ｐｂ］
組成関係式ｆ２＝［Ｃｕ］−４．４×［Ｓｉ］−０．７×［Ｓｎ］−［Ｐ］＋０．５×［Ｐｂ］
組成関係式ｆ３＝［Ｐ］／［Ｓｎ］
【００３４】
さらに、本実施形態では、金属組織の構成相において、α相の面積率を（α）％、β相の面積率を（β）％、γ相の面積率を（γ）％、κ相の面積率を（κ）％、μ相の面積率を（μ）％で示すものとする。なお、金属組織の構成相は、α相、γ相、κ相などを指し、金属間化合物や、析出物、非金属介在物などは含まれない。また、α相内に存在するκ相は、α相の面積率に含める。α’相はα相に含めた。すべての構成相の面積率の和は、１００％とする。
そして、本実施形態では、以下のように、複数の組織関係式を規定している。
組織関係式ｆ４＝（α）＋（κ）
組織関係式ｆ５＝（α）＋（κ）＋（γ）＋（μ）
組織関係式ｆ６＝（γ）＋（μ）
組織関係式ｆ７＝１．０５×（κ）＋６×（γ）１／２＋０．５×（μ）
【００３５】
本発明の第１の実施形態に係る快削性銅合金は、７６．０ｍａｓｓ％以上７９．０ｍａｓｓ％以下のＣｕと、３．１ｍａｓｓ％以上３．６ｍａｓｓ％以下のＳｉと、０．３６ｍａｓｓ％以上０．８４ｍａｓｓ％以下のＳｎと、０．０６ｍａｓｓ％以上０．１４ｍａｓｓ％以下のＰと、０．０２２ｍａｓｓ％以上０．１０ｍａｓｓ％以下のＰｂと、を含み、残部がＺｎ及び不可避不純物からなる。組成関係式ｆ１が７４．４≦ｆ１≦７８．２の範囲内とされ、組成関係式ｆ２が６１．２≦ｆ２≦６２．８の範囲内とされ、組成関係式ｆ３が０．０９≦ｆ３≦０．３５の範囲内とされる。κ相の面積率が３０≦（κ）≦６５の範囲内とされ、γ相の面積率が０≦（γ）≦２．０の範囲内とされ、β相の面積率が０≦（β）≦０．３の範囲内とされ、μ相の面積率が０≦（μ）≦２．０の範囲内とされる。組織関係式ｆ４がｆ４≧９６．５の範囲内とされ、組織関係式ｆ５がｆ５≧９９．４の範囲内とされ、組織関係式ｆ６が０≦ｆ６≦３．０の範囲内とされ、組織関係式ｆ７が３６≦ｆ７≦７２の範囲内とされる。α相内にκ相が存在している。γ相の長辺の長さが５０μｍ以下であり、μ相の長辺の長さが２５μｍ以下とされている。
【００３６】
本発明の第２の実施形態に係る快削性銅合金は、７６．５ｍａｓｓ％以上７８．７ｍａｓｓ％以下のＣｕと、３．１５ｍａｓｓ％以上３．５５ｍａｓｓ％以下のＳｉと、０．４１ｍａｓｓ％以上０．７８ｍａｓｓ％以下のＳｎと、０．０６ｍａｓｓ％以上０．１３ｍａｓｓ％以下のＰと、０．０２３ｍａｓｓ％以上０．０７ｍａｓｓ％以下のＰｂと、を含み、残部がＺｎ及び不可避不純物からなる。組成関係式ｆ１が７４．６≦ｆ１≦７７．８の範囲内とされ、組成関係式ｆ２が６１．４≦ｆ２≦６２．６の範囲内とされ、組成関係式ｆ３が０．１≦ｆ３≦０．３の範囲内とされる。κ相の面積率が３３≦（κ）≦６２の範囲内とされ、γ相の面積率が０≦（γ）≦１．５の範囲内とされ、β相の面積率が０≦（β）≦０．２の範囲内とされ、μ相の面積率が０≦（μ）≦１．０の範囲内とされる。組織関係式ｆ４がｆ４≧９７．５の範囲内とされ、組織関係式ｆ５がｆ５≧９９．６の範囲内とされ、組織関係式ｆ６が０≦ｆ６≦２．０の範囲内とされ、組織関係式ｆ７が４０≦ｆ７≦７０の範囲内とされる。α相内にκ相が存在している。γ相の長辺の長さが４０μｍ以下であり、μ相の長辺の長さが１５μｍ以下とされている。
【００３７】
また、本発明の第１の実施形態である快削性銅合金においては、さらに、０．０２ｍａｓｓ％以上０．０８ｍａｓｓ％以下のＳｂ、０．０２ｍａｓｓ％以上０．０８ｍａｓｓ％以下のＡｓ、０．０２ｍａｓｓ％以上０．２０ｍａｓｓ％以下のＢｉから選択される１又は２以上を含有してもよい。
【００３８】
また、本発明の第２の実施形態である快削性銅合金においては、さらに、０．０２ｍａｓｓ％以上０．０７ｍａｓｓ％以下のＳｂ、０．０２ｍａｓｓ％以上０．０７ｍａｓｓ％以下のＡｓ、０．０２ｍａｓｓ％以上０．１０ｍａｓｓ％以下のＢｉから選択される１又は２以上を含有してもよい。
【００３９】
さらに、本発明の第１、２の実施形態に係る快削性銅合金においては、κ相に含有されるＳｎの量が０．４０ｍａｓｓ％以上０．８５ｍａｓｓ％以下、かつκ相に含有されるＰの量が０．０７ｍａｓｓ％以上０．２２ｍａｓｓ％以下であることが好ましい。
また、本発明の第１、２の実施形態に係る快削性銅合金が熱間加工材であり、熱間加工材のシャルピー衝撃試験値が１２Ｊ／ｃｍ２以上４５Ｊ／ｃｍ２以下、引張強さが５４０Ｎ／ｍｍ２以上であり、かつ、室温での０．２％耐力（０．２％耐力に相当する荷重）を負荷した状態で銅合金を１５０℃で１００時間保持した後のクリープひずみが０．４％以下であることが好ましい。
【００４０】
以下に、成分組成、組成関係式ｆ１，ｆ２，ｆ３、金属組織、組織関係式ｆ４，ｆ５，ｆ６，ｆ７、機械的特性を、上述のように規定した理由について説明する。
【００４１】
＜成分組成＞
（Ｃｕ）
Ｃｕは、本実施形態の合金の主要元素であり、本発明の課題を克服するためには、少なくとも７６．０ｍａｓｓ％以上含有する必要がある。Ｃｕ含有量が、７６．０ｍａｓｓ％未満の場合、Ｓｉ，Ｚｎ，Ｓｎの含有量や、製造プロセスにもよるが、γ相の占める割合が２％を超え、耐脱亜鉛腐食性が悪くなるばかりか、耐応力腐食割れ性、衝撃特性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性、延性、常温の強度および高温クリープが劣る。場合によっては、β相が出現することもある。よって、Ｃｕ含有量の下限は、７６．０ｍａｓｓ％以上であり、好ましくは７６．５ｍａｓｓ％以上、より好ましくは７６．８ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃｕ含有量が７９．０％超えの場合には、耐食性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性、強度への効果が飽和するばかりか、κ相の占める割合が多くなりすぎるおそれがある。またＣｕ濃度の高いμ相、場合によってはζ相、χ相が析出し易くなる。その結果、金属組織の要件にもよるが、被削性、衝撃特性、延性、熱間加工性が悪くなるおそれがある。従って、Ｃｕ含有量の上限は、７９．０ｍａｓｓ％以下であり、好ましくは７８．７ｍａｓｓ％以下であり、より好ましくは７８．５ｍａｓｓ％以下である。
【００４２】
（Ｓｉ）
Ｓｉは、本実施形態の合金の多くの優れた特性を得るために必要な元素である。Ｓｉは、κ相、γ相、μ相などの金属相の形成に寄与する。Ｓｉは、本実施形態の合金の被削性、耐食性、耐応力腐食割れ性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性、耐摩耗性、常温の強度および高温特性を向上させる。被削性に関しては、Ｓｉを含有しても、α相の被削性はほとんど改善しない。しかし、Ｓｉの含有によって形成されるγ相、κ相、μ相などのα相より硬質な相の存在によって、多量のＰｂを含有しなくとも、優れた被削性を有することができる。しかしながら、γ相やμ相などの金属相の占める割合が多くなるに従って、延性や衝撃特性が低下する。厳しい環境下での耐食性に劣るようになる。さらには長期間使用に耐えうる高温クリープ特性に問題を生じる。したがって、後述するκ相、γ相、μ相、β相を適正な範囲に規定する必要がある。
また、Ｓｉは、溶解、鋳造時、Ｚｎの蒸発を大幅に抑制する効果があり、Ｓｉ含有量を増すに従って比重を小さくできる。
【００４３】
これらの金属組織の問題を解決し、諸特性をすべて満たすためには、Ｃｕ、Ｚｎ，Ｓｎ等の含有量にもよるが、Ｓｉは３．１ｍａｓｓ％以上含有する必要がある。Ｓｉ含有量の下限は、好ましくは３．１５ｍａｓｓ％以上であり、より好ましくは３．１７ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは３．２ｍａｓｓ％以上である。一見、Ｓｉ濃度の高いγ相や、μ相の占める割合を少なくするためには、Ｓｉ含有量を低くすべきと考えられる。しかし、他の元素との配合割合、および製造プロセスを鋭意研究した結果、上述のようにＳｉ含有量の下限を規定する必要がある。また、他の元素や、組成の関係式にもよるが、Ｓｉ含有量が約３％を境にして、約３％以上の含有と製造プロセスの条件により、α相内に、細長いκ相を析出させることができる。α相内に存在するκ相により、α相が強化され、延性を損なわずに引張強さ、高温強度、被削性、耐摩耗性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性、耐食性、衝撃特性を向上させることができる。
一方、Ｓｉ含有量が多すぎると、κ相が過剰になり、延性、衝撃特性が悪くなる。このため、Ｓｉ含有量の上限は、３．６ｍａｓｓ％以下であり、好ましくは３．５５ｍａｓｓ％以下であり、より好ましくは３．５ｍａｓｓ％以下である。
【００４４】
（Ｚｎ）
Ｚｎは、Ｃｕ，Ｓｉとともに本実施形態の合金の主要構成元素であり、被削性、耐食性、強度、鋳造性を高めるために必要な元素である。なお、Ｚｎは残部としているが、強いて記載すれば、Ｚｎ含有量の上限は約２０ｍａｓｓ％以下であり、下限は、約１６．５ｍａｓｓ％以上である。
【００４５】
（Ｓｎ）
Ｓｎは、厳しい環境下での耐脱亜鉛腐食性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性を大幅に向上させ、耐応力腐食割れ性、被削性、耐摩耗性を向上させる。複数の金属相（構成相）からなる銅合金では、各金属相の耐食性には優劣があり、最終的にα相とκ相の２相となっても、耐食性に劣る相から腐食が開始し、腐食が進行する。Ｓｎは、最も耐食性に優れるα相の耐食性を高めると同時に、２番目に耐食性に優れるκ相の耐食性も同時に改善する。Ｓｎは、α相に配分される量よりもκ相に配分される量が約１．４倍ある。すなわち、κ相に配分されるＳｎ量は、α相に配分されるＳｎ量の約１．４倍である。Ｓｎ量が多い分、κ相の耐食性はより向上する。Ｓｎの含有量の増加によりα相とκ相の耐食性の優劣はほとんどなくなり、あるいは、少なくともα相とκ相の耐食性の差が縮まり、合金としての耐食性は、大きく向上する。
【００４６】
しかしながら、Ｓｎの含有は、γ相あるいはβ相の形成を促進する。Ｓｎ自身は優れた被削性機能を持たないが、優れた被削性能を持つγ相を形成することによって、結果として合金の被削性が向上する。一方で、γ相は、合金の耐食性、延性、衝撃特性、高温特性を悪くする。約０．５％のＳｎを含有する場合、Ｓｎは、α相に比して約８倍から約１６倍、γ相に多く配分される。すなわち、γ相に配分されるＳｎ量は、α相に配分されるＳｎ量の約８倍から約１６倍である。Ｓｎを含むγ相は、Ｓｎを含まないγ相に比べ、耐食性は少し改善される程度で、不十分である。このように、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金へのＳｎの含有は、κ相、α相の耐食性を高めるにも関わらず、γ相の形成を促進する。また、Ｓｎはγ相に多く配分される。このため、Ｃｕ、Ｓｉ、Ｐ、Ｐｂの必須元素をより適正な配合比率とし、かつ、製造プロセスを含め適正な金属組織の状態にしなければ、Ｓｎの含有は、κ相、α相の耐食性を僅かに高めるに留まる。却ってγ相の増大により、合金の耐食性、延性、衝撃特性、高温特性の低下を招く。
耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性に関しても、α相、κ相中のＳｎの濃度が増加することによってα相、κ相の強化が図られ、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性、耐摩耗性を向上させることができる。さらに、α相中に存在する細長いκ相が、α相を強化し、より一層、効果的に働く。
また、κ相がＳｎを含有することは、κ相の被削性を向上させる。その効果は、Ｐと共添加することによって増す。
これらのようにいかにＳｎを活用するかによっては、耐食性、常温の強度、高温クリープ特性、衝撃特性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性、耐摩耗性をより一層、良好なものにする。しかしながらその利用方法を誤れば、γ相の増大により逆に特性を悪くすることになる。
【００４７】
後述する関係式、製造プロセスを含めた金属組織の制御により、諸特性に優れた銅合金を作り上げることが可能となる。このような効果を発揮させるためには、Ｓｎの含有量の下限を０．３６ｍａｓｓ％以上とする必要があり、好ましくは０．４０ｍａｓｓ％超え、より好ましくは０．４１ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは０．４４ｍａｓｓ％以上、最適には０．４７ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｓｎを０．８４ｍａｓｓ％を超えて含有すると、組成の配合割合を工夫しても、また製造プロセスを工夫しても、γ相の占める割合が多くなる。またはκ相中へのＳｎの固溶量が過剰となり、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性が飽和する。κ相中への過剰なＳｎの存在は、κ相の靭性を損い、延性、衝撃特性を低下させる。Ｓｎ含有量の上限は、０．８４ｍａｓｓ％以下であり、好ましくは０．７８ｍａｓｓ％以下であり、より好ましくは０．７４ｍａｓｓ％以下、最適には０．６８ｍａｓｓ％以下である。
【００４８】
（Ｐｂ）
Ｐｂの含有は、銅合金の被削性を向上させる。Ｐｂは約０．００３ｍａｓｓ％がマトリックスに固溶し、それを超えたＰｂは直径１μｍ程度のＰｂ粒子として存在する。本実施形態の合金の被削性は、基本的にはα相より硬いκ相の被削性機能を利用したものであり、軟質のＰｂ粒子という違った作用を備えると一段と被削性が向上する。本実施形態の合金は、Ｓｎの含有、κ相の適正量の規定、α相中でのκ相の存在などにより、高度な被削性能を備えるが、Ｐｂは微量であっても被削性に大きな効果があり、Ｐｂは必要である。本実施形態の合金では、被削性能に優れるγ相を２．０％以下に抑えているため、少量のＰｂはγ相の代替をする。Ｐｂは、０．０２２ｍａｓｓ％以上の量で、顕著な効果を発揮する。Ｐｂの含有量は、０．０２２ｍａｓｓ％以上であり、好ましくは０．０２３ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｐｂは、人体に有害であり、衝撃特性、高温クリープへの影響がある。本実施形態の合金は、前記の如く、既に高度な被削性を備えているので、Ｐｂの含有量の上限は、０．１０ｍａｓｓ％以下で十分である。Ｐｂの含有量の上限は、好ましくは０．０７ｍａｓｓ％以下であり、最適には０．０５ｍａｓｓ％以下である。
【００４９】
（Ｐ）
Ｐは、厳しい環境下での耐脱亜鉛腐食性、被削性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性、耐摩耗性を向上させる。特に、Ｓｎと共にＰを添加することでその効果が顕著になる。
Ｐは、α相に配分される量に対してκ相に配分される量が約２倍である。すなわち、κ相に配分されるＰ量は、α相に配分されるＰ量の約２倍である。また、Ｐは、α相の耐食性を高める大きな効果を有するが、Ｐの単独の添加では、κ相の耐食性を高める効果は小さい。Ｐは、Ｓｎと共存することにより、κ相の耐食性を向上させることができる。しかし、Ｐは、γ相の耐食性をほとんど改善しない。また、Ｐの被削性の効果も、ＰとＳｎとを共に添加することで、より効果的なものとなる。
これらの効果を発揮するためには、Ｐの含有量の下限は、０．０６ｍａｓｓ％以上であり、好ましくは０．０６５ｍａｓｓ％以上、より好ましくは０．０７ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｐを０．１４ｍａｓｓ％超えて含有させても、耐食性の効果が飽和するだけでなく、ＰとＳｉの化合物が形成し易くなり、κ相中でのＰ濃度の上昇により、衝撃特性、延性が悪くなり、被削性にも悪い影響をおよぼす。このため、Ｐの含有量の上限は、０．１４ｍａｓｓ％以下であり、好ましくは０．１３ｍａｓｓ％以下で、より好ましくは０．１２ｍａｓｓ％以下である。
【００５０】
（Ｓｂ、Ａｓ、Ｂｉ）
Ｓｂ、Ａｓの両者は、Ｐ、Ｓｎと同様に、特に厳しい環境下での耐脱亜鉛腐食性、耐応力腐食割れ性をさらに向上させる。
Ｓｂを含有することによって耐食性の向上を図るためには、Ｓｂは０．０２ｍａｓｓ％以上の量で含有する必要があり、０．０３ｍａｓｓ％以上の量のＳｂを含有することが好ましい。一方、Ｓｂを０．０８ｍａｓｓ％を超えて含有しても、耐食性が向上する効果は飽和し、却ってγ相が増えるので、Ｓｂの含有量は、０．０８ｍａｓｓ％以下であり、好ましくは０．０７ｍａｓｓ％以下であり、より好ましくは０．０６ｍａｓｓ％以下である。
また、Ａｓを含有することによって耐食性の向上を図るためには、Ａｓは０．０２ｍａｓｓ％以上の量で含有する必要があり、０．０３ｍａｓｓ％以上の量のＡｓを含有することが好ましい。一方、Ａｓを０．０８ｍａｓｓ％超えて含有しても耐食性が向上する効果は飽和するので、Ａｓの含有量は、０．０８ｍａｓｓ％以下であり、好ましくは０．０７ｍａｓｓ％以下であり、より好ましくは０．０６ｍａｓｓ％以下である。
Ｓｂを単独で含有することにより、α相の耐食性を向上させる。Ｓｂは、Ｓｎより融点は高いものの低融点金属であり、Ｓｎと類似の挙動を示し、α相に比べて、γ相、κ相に多く配分され、κ相の耐食性を向上させる。しかし、Ｓｂには、γ相の耐食性を改善する効果はほとんどないばかりか、過剰量のＳｂを含有することは、γ相を増加させる恐れがある。このため、Ｓｂを活用させるためにも、γ相を２．０％以下にすることが好ましい。
Ａｓは、Ｓｎ、Ｐ、Ｓｂ、Ａｓの中で、α相の耐食性を強化する。κ相が腐食されても、α相の耐食性が高められているので、Ａｓは、連鎖反応的に起こるα相の腐食を食い止める働きをする。しかしながら、Ａｓが単独で添加された場合も、Ｓｎ、Ｐ、Ｓｂと共にＡｓが添加された場合であっても、κ相、γ相の耐食性を向上させる効果は小さい。
なお、Ｓｂ、Ａｓを共に含有する場合、Ｓｂ、Ａｓの合計含有量が０．１０ｍａｓｓ％を超えても、耐食性が向上する効果は飽和し、延性、衝撃特性が低下する。このため、Ｓｂ、Ａｓの合計含有量を０．１０ｍａｓｓ％以下とすることが好ましい。
Ｂｉは、さらに銅合金の被削性を向上させる。そのためには、Ｂｉを０．０２ｍａｓｓ％以上の量で含有する必要があり、０．０２５ｍａｓｓ％以上のＢｉを含有することが好ましい。一方、Ｂｉの人体への有害性は不確かであるが、衝撃特性、高温特性への影響から、Ｂｉの含有量の上限を０．２０ｍａｓｓ％以下とし、好ましくは０．１０ｍａｓｓ％以下、より好ましくは０．０５ｍａｓｓ％以下とする。
【００５１】
（不可避不純物）
本実施形態における不可避不純物としては、例えばＡｌ，Ｎｉ，Ｍｇ，Ｓｅ，Ｔｅ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｃａ，Ｚｒ，Ｃｒ，Ｔｉ，Ｉｎ，Ｗ，Ｍｏ，Ｂ，Ａｇ及び希土類元素等が挙げられる。
従来から快削性銅合金は、電気銅、電気亜鉛など、良質な原料が主ではなく、リサイクルされる銅合金が主原料となる。当該分野の下工程（下流工程、加工工程）において、ほとんどの部材、部品に対して切削加工が施され、材料１００に対して４０〜８０の割合で多量に廃棄される銅合金が発生する。例えば切り屑、端材、バリ、湯道、および製造上の不良を含む製品などが挙げられる。これら廃棄される銅合金が、主たる原料となる。切削切り屑等の分別が不十分であると、他の快削性銅合金からＰｂ，Ｆｅ，Ｓｅ，Ｔｅ，Ｓｎ，Ｐ，Ｓｂ，Ａｓ，Ｃａ，Ａｌ，Ｚｒ，Ｎｉおよび希土類元素が混入する。また切削切り屑には、工具から混入するＦｅ，Ｗ，Ｃｏ，Ｍｏなどが含まれる。廃材には、めっきされた製品を含むためＮｉ，Ｃｒが混入する。純銅系のスクラップの中には、Ｍｇ，Ｆｅ，Ｃｒ，Ｔｉ，Ｃｏ，Ｉｎ，Ｎｉが混入する。資源の再使用の点と、コスト上の問題から、少なくとも特性に悪影響を与えない範囲で、これらの元素を含む切り屑等のスクラップは、ある限度まで原料として使用される。経験的に、Ｎｉはスクラップ等からの混入が多いが、０．０６ｍａｓｓ％未満の量まで許容されるが、Ｎｉの量は０．０５ｍａｓｓ％未満が好ましい。Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｏ，Ｃｒ等は、Ｓｉと金属間化合物を形成し、場合によってはＰと金属間化合物を形成し、被削性に影響する。このため、Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｏ，Ｃｒのそれぞれの量は、０．０５ｍａｓｓ％未満が好ましく、０．０４ｍａｓｓ％未満がより好ましい。特にＦｅは、Ｐとも金属間化合物を形成し易く、Ｐを消耗させるだけでなく、金属間化合物は被削性を阻害する。Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｏ，Ｃｒの合計の含有量も０．０８ｍａｓｓ％未満とすることが好ましい。この合計量は、より好ましくは０．０７ｍａｓｓ％未満であり、原料事情が許せば、さらに好ましくは０．０６ｍａｓｓ％未満である。Ａｇに関して、ＡｇはＣｕと類似の性質を示すので、Ａｇの含有量の問題はない。その他の元素であるＡｌ，Ｍｇ，Ｓｅ，Ｔｅ，Ｃａ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｉｎ，Ｗ，Ｍｏ，Ｂおよび希土類元素等のそれぞれの量は、０．０２ｍａｓｓ％未満が好ましく、０．０１ｍａｓｓ％未満がさらに好ましい。
なお、希土類元素の量は、Ｓｃ，Ｙ，Ｌａ、Ｃｅ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｐｍ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｔｂ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｔｂ，及びＬｕの１種以上の合計量である。
【００５２】
（組成関係式ｆ１）
組成関係式ｆ１は、組成と金属組織の関係を表す式で、各々の元素の量が上記に規定される範囲にあっても、この組成関係式ｆ１を満足しなければ、本実施形態が目標とする諸特性を満足できない。組成関係式ｆ１において、Ｓｎには−８．５の大きな係数が与えられている。組成関係式ｆ１が７４．４未満であると、他の関係式にもよるが、γ相の占める割合が多くなり、またγ相の長辺が長くなる。これにより、常温での強度が低くなり、衝撃特性、高温特性が悪くなり、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性の向上の度合いも小さい。よって、組成関係式ｆ１の下限は、７４．４以上であり、好ましくは７４．６以上であり、より好ましくは７４．８以上であり、さらに好ましくは７５.０以上である。組成関係式ｆ１がより好ましい範囲になるにしたがって、γ相の面積率は小さくなり、γ相が存在しても、γ相は粒状化される。すなわち長辺の長さの短いγ相になる傾向にあり、より耐食性、衝撃特性、延性、常温での強度、高温特性が向上する。
一方、組成関係式ｆ１の上限は、Ｓｎ含有量が本実施形態の範囲内にある場合、主としてκ相の占める割合に影響する。組成関係式ｆ１が７８．２より大きいと、κ相の占める割合が多くなりすぎ、またμ相が析出し易くなる。κ相が多すぎると、衝撃特性、延性、熱間加工性が悪くなる。よって、組成関係式ｆ１の上限は、７８．２以下であり、好ましくは７７．８以下であり、より好ましくは７７．５以下である。
このように、組成関係式ｆ１を、上記の範囲に規定することで、特性の優れた銅合金が得られる。なお、選択元素であるＡｓ，Ｓｂ，Ｂｉおよび別途規定した不可避不純物については、それらの含有量を考え合わせ、組成関係式ｆ１にほとんど影響を与えないことから、組成関係式ｆ１では規定していない。
【００５３】
（組成関係式ｆ２）
組成関係式ｆ２は、組成と加工性、諸特性、金属組織の関係を表す式である。組成関係式ｆ２が６１．２未満であると、金属組織中のγ相の占める割合が増え、β相やμ相を始め他の金属相が出現し易く、また残留し易くなり、耐食性、延性、衝撃特性、冷間加工性、高温強度（クリープ）特性が悪くなる。また熱間鍛造時に結晶粒が粗大化し、割れが生じ易くなる。よって、組成関係式ｆ２の下限は６１．２以上であり、好ましくは６１．４以上であり、より好ましくは６１．５以上である。
一方、組成関係式ｆ２が６２．８を超えると、熱間変形抵抗が高くなり、熱間での変形能が低下し、熱間押出材や熱間鍛造品に表面割れが生じるおそれがある。熱間加工率や押出比との関係もあるが、例えば約６４０℃の熱間押出、熱間鍛造（いずれも熱間加工直後の材料温度）の熱間加工が困難となる。また、熱間加工方向と平行方向の長さが３００μｍを超え、かつ幅が１００μｍを超えるような粗大なα相が出現するおそれがある。粗大なα相が存在すると、被削性が低下し、強度が低くなる。そして、粗大なα相とκ相の境界を中心に、長辺の長さの長いγ相が存在し易くなる。また、凝固温度の範囲、すなわち（液相線温度−固相線温度）が５０℃を超えるようになり、鋳造時におけるひけ巣（shrinkage cavities）が顕著となり、健全な鋳物（sound casting）が得られなくなる。一方、α相内に存在する細長いκ相の生成にも影響を与え、ｆ１の値が大きいほど、細長いκ相がα相内に存在し難くなる。組成関係式ｆ２の上限は６２．８以下であり、好ましくは６２．６以下であり、より好ましくは６２．５以下である。このように、組成関係式ｆ２を狭い範囲に設定することにより、良好な耐食性、被削性、熱間加工性、衝撃特性、高温特性を得ることができる。
なお、選択元素であるＡｓ，Ｓｂ，Ｂｉおよび別途規定した不可避不純物については、それらの含有量を考え合わせ、組成関係式ｆ２にほとんど影響を与えないことから、組成関係式ｆ２では規定していない。
【００５４】
（組成関係式ｆ３）
０．３６ｍａｓｓ％以上の量でＳｎを含有することは、特に耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性を向上させる。本実施形態では、金属組織中のγ相を減少させ、効果的にκ相またはα相にＳｎをより多く含有させる。さらに、Ｐと共にＳｎを添加することで、その効果はより高まる。組成関係式ｆ３は、ＰとＳｎの配合割合に関わり、Ｐ／Ｓｎの値が、０．０９以上、０．３５以下、すなわち概ね原子濃度でＳｎ１原子に対して、Ｐ原子の数が１／３〜１．３であると、耐食性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性を向上させることができる。ｆ３は、好ましくは０．１以上である。また、ｆ３の好ましい上限値は、０．３以下である。特にＰ／Ｓｎの範囲の上限を超えると、耐食性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性が悪くなり、下限を下回ると、衝撃特性が悪くなる。
【００５５】
（特許文献との比較）
ここで、上述した特許文献３〜９に記載されたＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金と本実施形態の合金との組成を比較した結果を表１に示す。
本実施形態と特許文献３とはＰｂの含有量が異なっている。本実施形態と特許文献４とはＰ／Ｓｎの比を規定するかどうかで異なっている。本実施形態と特許文献５とはＰｂの含有量が異なっている。本実施形態と特許文献６，７とはＺｒを含有するか否かで異なっている。本実施形態と特許文献８とはＦｅを含有するか否かの点で相違している。本実施形態と特許文献９とはＰｂを含有するか否かで異なっており、Ｆｅ，Ｎｉ，Ｍｎを含有するか否かの点でも相違している。
以上のように、本実施形態の合金と、特許文献３〜９に記載されたＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金とは組成範囲が異なっている。
【００５６】
【表１】
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【００５７】
＜金属組織＞
Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金は、１０種類以上の相が存在し、複雑な相変化が起こり、組成範囲、元素の関係式だけでは、目的とする特性が必ずしも得られない。最終的には金属組織に存在する金属相の種類とその範囲を特定し、決定することによって、目的とする特性を得ることができる。
複数の金属相から構成されるＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金の場合、各々の相の耐食性は同じではなく、優劣がある。腐食は、最も耐食性の劣る相、すなわち最も腐食しやすい相、或は、耐食性の劣る相とその相に隣接する相との境界から始まって進行する。Ｃｕ，Ｚｎ，Ｓｉの３元素からなるＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金の場合、例えば、α相、α’相、β（β’を含む）相、κ相、γ（γ’を含む）相、μ相の耐食性を比較すると、耐食性の序列は、優れる相から順にα相＞α’相＞κ相＞μ相≧γ相＞β相である。κ相とμ相の間の耐食性の差が特に大きい。
【００５８】
ここで各相の組成は、合金の組成及び各相の占有面積率によって数値が変動するが、以下のことが言える。
各相のＳｉ濃度は、濃度の高い順から、μ相＞γ相＞κ相＞α相＞α’相≧β相、である。μ相、γ相及びκ相におけるＳｉ濃度は、合金のＳｉ濃度よりも高い。また、μ相のＳｉ濃度は、α相のＳｉ濃度の約２．５〜約３倍であり、γ相のＳｉ濃度は、α相のＳｉ濃度の約２〜約２．５倍である。
各相のＣｕ濃度は、濃度の高い順から、μ相＞κ相≧α相＞α’相≧γ相＞β相、である。μ相におけるＣｕ濃度は、合金のＣｕ濃度よりも高い。
【００５９】
特許文献３〜６に示されるＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金において、被削性機能が最も優れるγ相は、主としてα’相と共存、或は、κ相、α相との境界に存在する。γ相は、銅合金にとって厳しい水質下或は環境下では、選択的に腐食の発生源（腐食の起点）になり、腐食が進行する。勿論、β相が存在すれば、γ相の腐食より先にβ相の腐食が始まる。μ相とγ相が共存する場合、μ相の腐食は、γ相より少し遅れるか、または、ほぼ同時に始まる。例えばα相、κ相、γ相、μ相が共存する場合、γ相やμ相が、選択的に脱亜鉛腐食されると、腐食されたγ相やμ相は、脱亜鉛現象によりＣｕに富んだ腐食生成物となり、その腐食生成物がκ相、或いは近接するα’相を腐食させ、連鎖反応的に腐食が進行する。
【００６０】
なお、日本を始め全世界における飲料水の水質は様々であり、かつ、その水質が銅合金にとって腐食しやすい水質となってきている。例えば人体への安全性の問題から、上限はあるものの消毒目的で使用される残留塩素の濃度が高くなり、水道用器具である銅合金が腐食しやすい環境になってきている。前記の自動車部品、機械部品、工業用配管も含めた部材の使用環境のように多くの溶液の介在する使用環境での耐食性についても、飲料水と同様或はそれ以上のことが言える。また、時代の要請から、高温または高速流体下での耐食性や高圧容器や高圧バルブの信頼性の確保、或は、薄肉・軽量化に応えるため、高強度で、高温クリープに優れ、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性に優れた銅合金部材が必要となっている。
【００６１】
他方、γ相、もしくはγ相、μ相、β相の量を制御、すなわちこれら各相の存在割合を大幅に減少させるか、或は皆無にさせても、α相、κ相の２相で構成されるＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金の耐食性は万全ではない。腐食環境によっては、α相より耐食性の劣るκ相が、選択的に腐食されることがあり、κ相の耐食性の向上を図る必要がある。さらには、κ相が腐食されると、腐食されたκ相は、Ｃｕに富んだ腐食生成物となり、その腐食生成物によりα相を腐食させる。このため、α相の耐食性の向上も図る必要がある。
【００６２】
また、γ相は、硬くて脆い相のため、銅合金部材に大きな負荷が加わったとき、ミクロ的に応力集中源となる。被削性の向上には繋がるが、応力腐食割れ感受性を増し、延性や衝撃特性を低下させる。また高温クリープ現象により、高温強度（高温クリープ強度）を低下させる。μ相は、γ相と同様に、硬質な相であり、α相の結晶粒界、α相、κ相の相境界に主として存在する。このため、γ相と同様に、μ相は、ミクロ的な応力集中源になる。応力集中源となるか或は粒界滑り現象により、μ相は、応力腐食割れ感受性を増大させ、衝撃特性を低下させ、高温強度を低下させる。場合によっては、μ相の存在は、γ相以上にこれら諸特性を悪化させる。また、γ相やμ相そのものでは、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性を改善する効果は小さい。
【００６３】
しかしながら、耐食性や前記諸特性を改善するために、γ相、もしくはγ相とμ相の存在割合を大幅に減少させるか、或は皆無にすると、少量のＰｂの含有とα相、κ相の２相だけでは、満足な被削性が得られない可能性がある。そこで、少量のＰｂを含有し、かつ優れた被削性を有することが前提で、厳しい使用環境での耐食性、および延性、衝撃特性、強度、高温強度、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性を改善するために、金属組織の構成相（金属相、結晶相）を以下のように規定する必要がある。
なお、以下、各相の占める割合（存在割合）の単位は、面積率（面積％）である。
【００６４】
（γ相）
γ相は、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金の被削性に最も貢献する相であるが、厳しい環境下での耐食性、強度、高温特性、衝撃特性を優れたものにするためには、γ相を制限しなければならない。耐食性を優れたものにするためには、Ｓｎの含有を必要とするが、Ｓｎの含有量が増えるにしたがって、γ相はさらに増加する。これら相反する現象、すなわち被削性と耐食性を同時に満足させるために、Ｓｎ、Ｐの含有量、組成関係式ｆ１、ｆ２、ｆ３、後述する組織関係式、製造プロセスを限定している。
【００６５】
（β相およびその他の相）
良好な耐食性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性を得て、高い延性、衝撃特性、強度、高温特性を得るには、特に金属組織中に占めるβ相、γ相、μ相、およびζ相などその他の相の割合が重要である。
β相の占める割合は、少なくとも０％以上０．３％以下とする必要があり、０．２％以下であることが好ましく、最適にはβ相が存在しないことが好ましい。
α相、κ相、β相、γ相、μ相以外のζ相などその他の相の占める割合は、好ましくは０．３％以下であり、より好ましくは０．１％以下である。最適にはζ相等その他の相が存在しないことが好ましい。
【００６６】
まず、優れた耐食性を得るためには、γ相の占める割合を０％以上２．０％以下、且つ、γ相の長辺の長さを５０μｍ以下とする必要がある。
γ相の長辺の長さは、以下の方法により測定される。例えば５００倍または１０００倍の金属顕微鏡写真を用い、１視野において、γ相の長辺の最大長さを測定する。この作業を、後述するように、例えば５視野などの複数の任意の視野において行う。それぞれの視野で得られたγ相の長辺の最大長さの平均値を算出し、γ相の長辺の長さとする。このため、γ相の長辺の長さは、γ相の長辺の最大長さと言うこともできる。
γ相の占める割合は、好ましくは１．５％以下であり、より好ましくは１．２％以下であり、さらに好ましくは０．８％以下であり、最適には０．５％以下である。優れた被削性機能を有するγ相の占める割合が０．５％以下であっても、Ｓｎ、Ｐによって被削性能が向上した所定の量のκ相と、少量のＰｂの含有、そして、α相内に存在するκ相により、合金として優れた被削性を備えることができる。
γ相の長辺の長さは耐食性に影響することから、γ相の長辺の長さは、５０μｍ以下であり、好ましくは４０μｍ以下であり、より好ましくは３０μｍ以下であり、最適には２０μｍ以下である。
γ相の量が多いほど、γ相が選択的に腐食されやすくなる。また、γ相が長く連なるほど、その分、選択的に腐食されやすくなり、深さ方向への腐食の進行を速める。γ相は、γ相の量とともにγ相の長辺の長さが、耐食性以外の特性に影響を与える。長く連なったγ相は、主としてα相とκ相の境界に存在し、延性の低下に伴う常温での強度の低下、衝撃特性、高温特性を悪くする。
【００６７】
γ相の占める割合、及び、γ相の長辺の長さは、Ｃｕ，Ｓｎ，Ｓｉの含有量および、組成関係式ｆ１、ｆ２と大きな関連を持っている。
【００６８】
γ相が多くなると、延性、衝撃特性、常温での強度、高温強度、耐応力腐食割れ性、耐摩耗性が悪くなるので、γ相は、２．０％以下であることが必要であり、好ましくは１．５％以下であり、より好ましくは１．２％以下であり、更に好ましくは０．８％以下であり、最適には０．５％以下である。金属組織中に存在するγ相は、高い応力が負荷された時、応力集中源になる。またγ相の結晶構造がＢＣＣであることが相まって、常温での強度、高温強度が低くなり、衝撃特性、耐応力腐食割れ性を低下させる。
【００６９】
（μ相）
μ相は、耐食性を始め、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性、延性、衝撃特性、高温特性に影響することから、少なくともμ相の占める割合を０％以上２．０％以下にする必要がある。μ相の占める割合は、好ましくは１．０％以下であり、より好ましくは０．３％以下であり、μ相は存在しないことが最適である。μ相は、主として結晶粒界、相境界に存在する。このため、厳しい環境下では、μ相は、μ相が存在する結晶粒界で粒界腐食を生じる。また、衝撃作用を与えると粒界に存在する硬質なμ相を起点としたクラックが生じやすくなる。また、例えば、自動車のエンジン回りに使われるバルブや高温高圧ガスバルブに銅合金を使用した場合、１５０℃の高温で長時間保持すると粒界が滑り、クリープが生じ易くなる。このため、μ相の量を制限すると同時に、主として結晶粒界に存在するμ相の長辺の長さを２５μｍ以下とする必要がある。μ相の長辺の長さは、好ましくは１５μｍ以下であり、より好ましくは５μｍ以下であり、さらに好ましくは４μｍ以下であり、最適には２μｍ以下である。
μ相の長辺の長さは、γ相の長辺の長さの測定方法と同様の方法で測定される。すなわち、μ相の大きさに応じて、例えば５００倍または１０００倍の金属顕微鏡写真、或いは２０００倍または５０００倍の２次電子像写真（電子顕微鏡写真）を用い、１視野において、μ相の長辺の最大長さを測定する。この作業を、例えば５視野などの複数の任意の視野において行う。それぞれの視野で得られたμ相の長辺の最大長さの平均値を算出し、μ相の長辺の長さとする。このため、μ相の長辺の長さは、μ相の長辺の最大長さと言うこともできる。
【００７０】
（κ相）
近年の高速の切削条件のもと、切削抵抗、切屑の排出性を含め材料の被削性能は重要である。ところが、最も優れた被削性機能を有するγ相の占める割合を２．０％以下に制限した状態で、優れた被削性を備えるためには、κ相の占める割合を少なくとも３０％以上とする必要がある。κ相の占める割合は、好ましくは３３％以上であり、より好ましくは３５％以上である。
一方、α相より硬質のκ相が増すとともに、被削性が向上し、引張強さが高くなる。しかし、一方で、κ相が増すにしたがって、延性や衝撃特性は徐々に低下していく。そして、κ相は良好な被削性の機能を有するが、κ相が金属組織中に占める割合が６０％を超え、約２／３に達すると、逆に切削抵抗が高くなる。κ相にＳｎが約０．４から約０．８５ｍａｓｓ％の量で含有され、κ相の延性が更に低下していることと共に延性や衝撃特性を鑑みた場合、κ相の占める割合は６５％以下に設定する必要がある。κ相の占める割合は、好ましくは６２％以下であり、より好ましくは５８％以下であり、更に好ましくは５５％以下である。
本実施形態では、κ相中に必要量のＳｎ、Ｐを固溶させて含有させることにより、κ相自身の被削性能、耐食性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性、耐摩耗性、高温特性の向上を図る。同時に、組成とプロセスの条件によっては、α相中にκ相を存在させことができる。α相中にκ相を存在させることによって、α相自身の被削性能、耐摩耗性、強度の向上、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性の向上を図る。その結果、合金としての被削性、常温での強度、高温特性、耐食性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性、耐摩耗性が向上する。
【００７１】
（α相）
マトリックスを形成する主要な相であり、すべての合金の特性の源となる相である。α相は、最も延性、靱性に富み、いわゆる粘りのある相である。Ｓｉを含有したα相は耐食性に優れているので、銅合金は良好な機械的特性、各種の耐食性を備えることができる。
その中で切削に関し、α相の粘りが、切削抵抗を高め、切屑を連続させる。α相中に、耐食性を向上させるＳｎを含有させてその粘りをやや低める。そして良好な被削性能を備え、厚みが薄く細長いκ相を、α相中に存在させると、α相の被削性の機能が高められる。α相内にκ相が適量存在することにより、延性や靱性を損なわずに、α相が強化され、引張強さ、耐摩耗性、耐キャビテーション、耐エロージョンコロージョン性が高められる。α相中に存在するκ相の厚みが薄く、例えば約０．１μｍ程度であり、かつα相中のκ相の量が約２０％以下であれば、延性をほとんど阻害しない。
また、本合金のγ相、κ相は優れた被削性機能を備えるが、γ相、κ相からなる合金では優れた延性、強度、各種耐食性、衝撃特性を得ることができない。
【００７２】
（組織関係式ｆ４、ｆ５、ｆ６）
優れた延性、強度、各種耐食性、衝撃特性、高温強度を得るためには、延性に富み耐食性に優れる主要相であるα相と、κ相の占める割合の合計（組織関係式ｆ４＝（α）＋（κ））が、９６．５％以上である必要がある。このｆ４の値は、好ましくは９７．５％以上であり、より好ましくは９８％以上であり、最適には９８．５％以上である。κ相の範囲が規定されているので、α相の範囲も概ね決定される。
同様にα相、κ相、γ相、μ相の占める割合の合計（組織関係ｆ５＝（α）＋（κ）＋（γ）＋（μ））が、９９．４％以上であることが好ましく、９９．６％以上であることが最適である。
さらに、γ相、μ相の占める合計の割合（ｆ６＝（γ）＋（μ））が３．０％以下である必要がある。このｆ６の値は、好ましくは、２．０％以下であり、より好ましくは１．０％以下であり、最適には０．５％以下である。
ここで、金属組織の関係式、ｆ３〜ｆ６において、α相、β相、γ相、δ相、ε相、ζ相、η相、κ相、μ相、χ相の１０種類の金属相を対象としており、金属間化合物、Ｐｂ粒子、酸化物、非金属介在物、未溶解物質などは対象としていない。なお、Ｓｉ、Ｐ及び不可避的に混入する元素（例えばＦｅ，Ｃｏ，Ｍｎ）によって形成される金属間化合物は、金属相の面積率に算入されないが、被削性に影響を与えるので、不可避不純物を注視しておく必要がある。
【００７３】
（組織関係式ｆ７）
本実施形態の合金は、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金においてＰｂの含有量を最小限に留めながらも被削性が良好であり、そして特に優れた耐食性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性、衝撃特性、延性、耐摩耗性、常温の強度、高温特性の全てを満足させる必要がある。しかしながら、被削性と優れた耐食性、衝撃特性とは、相反する特性である。
金属組織的には、被削性能に最も優れるγ相を多く含む方が、被削性はよいが、耐食性や衝撃特性、その他の特性の点からは、γ相は少なくしなければならない。γ相の占める割合が２．０％以下の場合、実験結果より上述の組織関係式ｆ７の値を適正な範囲とすることが、良好な被削性を得るために必要であることが分かった。
【００７４】
γ相は、被削性能に最も優れるが、特にγ相が少量の場合、すなわちγ相の面積率が２．０％以下の場合、γ相の占める割合（％）の平方根に、κ相に比べ６倍の高い係数が与えられる。また、κ相はＳｎを含有するのでκ相の被削性が向上する。このため、κ相には１．０５の係数が与えられ、この係数は、μ相の係数の２倍以上である。良好な被削性能を得るには、組織関係式ｆ７は、３６以上である必要がある。このｆ７の値は、好ましくは４０以上であり、より好ましくは４２以上であり、さらに好ましくは４４以上である。
一方、組織関係式ｆ７が７２を超えると、被削性は飽和し、衝撃特性、延性が悪くなる。このため、組織関係式ｆ７は、７２以下である必要がある。このｆ７の値は、好ましくは６８以下であり、より好ましくは６５以下であり、さらに好ましくは６２以下である。
【００７５】
（κ相に含有されるＳｎ、Ｐの量）
κ相の耐食性を向上させるために、合金中に、Ｓｎを０．３６ｍａｓｓ％以上、０．８４ｍａｓｓ％以下の量で含有させ、Ｐを０．０６ｍａｓｓ％以上、０．１４ｍａｓｓ％以下の量で含有させることが好ましい。
本実施形態の合金では、Ｓｎの含有量が前記範囲内であるとき、α相に配分されるＳｎ量を１としたときに、κ相に約１．４、γ相に約８から約１６、μ相に約２の割合で、Ｓｎは配分される。例えば、本実施形態の合金の場合、Ｓｎを０．５ｍａｓｓ％含有するＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金において、α相の占める割合が５０％、κ相の占める割合が４９％、γ相の占める割合が１％の場合、α相中のＳｎ濃度は約０．３８ｍａｓｓ％、κ相中のＳｎ濃度は約０．５３ｍａｓｓ％、γ相中のＳｎ濃度は約４.０ｍａｓｓ％になる。なお、γ相の面積率が大きいと、γ相に費やされる（消費される）Ｓｎの量が多くなり、κ相、α相に配分されるＳｎの量が少なくなる。したがって、γ相の量を少なくすると、後述するように耐食性、被削性にＳｎが有効に活用される。
一方、α相に配分されるＰ量を１としたときに、κ相に約２、γ相に約３、μ相には約４の割合で、Ｐは配分される。例えば、本実施形態の合金の場合、Ｐを０．１ｍａｓｓ％を含有するＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金において、α相の占める割合が５０％、κ相の占める割合が４９％、γ相の占める割合が１％の場合、α相中のＰ濃度は約０．０６ｍａｓｓ％、κ相中のＰ濃度は約０．１２ｍａｓｓ％、γ相中のＰ濃度は約０．１８ｍａｓｓ％になる。
【００７６】
Ｓｎ，Ｐの両者は、α相、κ相の耐食性を向上させるが、κ相に含有されるＳｎ，Ｐの量が、α相に含有されるＳｎ，Ｐの量に比べて、それぞれ約１．４倍、約２倍である。すなわち、κ相に含有されるＳｎ量は、α相に含有されるＳｎ量の約１．４倍であり、κ相に含有されるＰ量は、α相に含有されるＰ量の約２倍である。このため、κ相の耐食性の向上の度合いが、α相の耐食性の向上の度合いより勝る。その結果、κ相の耐食性は、α相の耐食性に近づく。なお、ＳｎとＰを共に添加することにより、特にκ相の耐食性の向上が図れるが、含有量の違いを含め、耐食性への寄与度は、ＰよりもＳｎの方が大きい。
【００７７】
銅合金中のＳｎの含有量が０．３５ｍａｓｓ％以下の場合、過酷な条件下での耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性に問題がある。この問題は、Ｓｎの含有量を増やすと共に、κ相、α相のうち特にκ相中へのＳｎおよびＰの濃度を増やし、かつＰとＳｎの濃度比を制御することにより、解決できる。同時に耐食性も良くなる。また、κ相中にＳｎが多く配分されると、κ相の被削性能が向上し、これにより、γ相が少なくなることによる被削性の喪失分を補うことができる。
【００７８】
一方、Ｓｎは、γ相に多く配分されるが、γ相に多量のＳｎを含有させても、γ相の耐食性はほとんど向上せず、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性を向上させる効果も少ない。これは、γ相の結晶構造がＢＣＣ構造であることが主たる原因と考えられる。それどころか、γ相の占める割合が多いと、κ相に配分されるＳｎの量が少なくなり、κ相の耐食性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性の向上の度合いは小さくなる。このため、κ相に含有されるＳｎ濃度は、好ましくは０．４０ｍａｓｓ％以上であり、より好ましくは０．４３ｍａｓｓ％以上であり、さらに好ましくは０．４８ｍａｓｓ％以上であり、最適には０．５５ｍａｓｓ％以上である。一方、元々、κ相は、α相より延性、靭性に劣るが、κ相中のＳｎ濃度が１ｍａｓｓ％にも達すると、κ相中のＳｎ含有量が増えすぎ、さらにκ相の延性、靱性が損なわれる。よって、κ相に含有されるＳｎ濃度は、好ましくは０．８５ｍａｓｓ％以下であり、より好ましくは０．８ｍａｓｓ％以下であり、さらに好ましくは０．７５ｍａｓｓ％以下である。κ相にＳｎが所定量で含有されると、延性、靱性を大きく損なわずに、耐食性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性が向上し、被削性、耐摩耗性も向上する。
【００７９】
Ｐは、Ｓｎと同様に、κ相に多く配分されると、耐食性が向上するとともにκ相の被削性の向上に寄与する。ただし、過剰な量でＰを含有する場合は、Ｓｉの金属間化合物の形成に費やされ、特性を悪くするか、或は、κ相が過剰な量のＰを含有する場合、衝撃特性や延性を損なう。κ相に含有されるＰ濃度は、好ましくは０．０７ｍａｓｓ％以上であり、より好ましくは０．０８ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは０．０９ｍａｓｓ％以上である。κ相に含有されるＰ濃度の上限は、好ましくは０．２２ｍａｓｓ％以下であり、より好ましくは０．１９ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは０．１６ｍａｓｓ％以下である。
ＰとＳｎとを共に添加することにより、耐食性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性、被削性が向上する。
【００８０】
＜特性＞
（常温強度及び高温強度）
飲料水のバルブ、器具、自動車をはじめ様々な分野で必要な強度としては、圧力容器に適用される破壊応力である引張強さが重要視されている。また、例えば自動車のエンジンルームに近い環境で使用されるバルブや高温・高圧バルブは、最高１５０℃の温度環境で使用されるが、その時、当然、圧力、応力が加わった時に変形や破壊されないことが要求される。圧力容器の場合、その許容応力は、引張強さに影響される。
そのためには、熱間加工材である熱間押出材及び熱間鍛造材は、常温での引張強さが５４０Ｎ／ｍｍ２以上の高強度材であることが好ましい。常温での引張強さは、好ましくは５６０Ｎ／ｍｍ２以上であり、より好ましくは５８０Ｎ／ｍｍ２以上である。
熱間鍛造材は、実質上、一般的に冷間加工が施されない。耐圧性能は、引張強さに依存し、圧力容器やバルブ類等の圧力が掛かる部材には、高い引張強さが求められる。このため、鍛造材は、これら圧力容器やバルブ類等の圧力が掛かる部材に適している。一方、熱間加工材のうち、例えば熱間押出材は、冷間で抽伸、伸線されると強度が向上する。本実施形態の合金では、冷間加工率が１５％以下の冷間加工が施される場合、引張強さは、冷間加工率１％につき、約１２Ｎ／ｍｍ２上昇する。その反面、衝撃特性は、冷間加工率１％につき、約４％または約５％減少する。例えば、引張強さが５８０Ｎ／ｍｍ２、衝撃値が２５Ｊ／ｃｍ２の熱間押出材に対して、冷間加工率５％の冷間抽伸を施し、冷間加工材を作製した場合、冷間加工材の引張強さは約６４０Ｎ／ｍｍ２となり、衝撃値は約１９Ｊ／ｃｍ２になる。冷間加工率が異なると、一義的に引張強さ、衝撃値は決められない。
高温強度（特性）に関しては、室温の０．２％耐力に相当する応力を負荷した状態で銅合金を１５０℃に１００時間晒した後のクリープひずみが０．４％以下であることが好ましい。このクリープひずみは、より好ましくは０．３％以下であり、さらに好ましくは０．２％以下である。これにより、高温に晒されても変形しにくく、高温強度に優れた銅合金が得られる。
【００８１】
因みに、６０ｍａｓｓ％のＣｕ、３ｍａｓｓ％のＰｂを含み、残部がＺｎと不可避不純物からなるＰｂ含有快削黄銅の場合、熱間押出材、熱間鍛造品の常温での引張強さは、３６０Ｎ／ｍｍ２〜４００Ｎ／ｍｍ２である。また室温の０．２％耐力に相当する応力を負荷した状態で合金を１５０℃に１００時間晒した後であっても、クリープひずみが約４〜５％である。このため、本実施形態の合金の引張強さ、耐熱性は、従来のＰｂを含有する快削黄銅に比べて非常に高い水準である。すなわち、本実施形態の合金は、室温で高い強度を備え、その高い強度を付加して高温に長時間曝してもほとんど変形しないため、高い強度を生かして薄肉・軽量が可能となる。特に高圧バルブなどの鍛造材の場合、冷間加工を施すことができないので、高い強度を活かし、高性能、薄肉、軽量化を図れる。
本実施形態の合金の高温特性は、熱間鍛造材、押出材、冷間加工を施した材料もほぼ同じである。すなわち、冷間加工を施すことにより、０．２％耐力は高まるが、高い０．２％耐力に相当する荷重を加えた状態であっても合金を１５０℃に１００時間晒した後のクリープひずみが０．４％以下であって高い耐熱性を備えている。高温特性は、β相、γ相、μ相の面積率に主として影響され、面積率が高いほど、悪くなる。また、α相の結晶粒界や、相境界に存在するμ相、γ相の長辺の長さが長いほど悪くなる。
【００８２】
（耐衝撃性）
一般的に、材料が高い強度を有する場合、脆くなる。切削において切り屑の分断性に優れる材料は、ある種の脆さを有すると言われている。衝撃特性と、被削性や強度は、ある面において相反する特性である。
しかしながら、バルブ、継手などの飲料水器具、自動車部品、機械部品、工業用配管等、様々な部材に銅合金が使用される場合、銅合金には、高強度であるだけでなく、衝撃に対して耐える特性が必要である。具体的には、Ｕノッチ試験片でシャルピー衝撃試験を行った時に、シャルピー衝撃試験値は、好ましくは１２Ｊ／ｃｍ２以上であり、より好ましくは１４Ｊ／ｃｍ２以上であり、さらに好ましくは１６Ｊ／ｃｍ２以上である。特に、冷間加工を施さない熱間鍛造材については、１４Ｊ／ｃｍ２以上が好ましく、より好ましくは１６Ｊ／ｃｍ２以上であり、さらに好ましくは１８Ｊ／ｃｍ２以上である。本実施形態の合金は、被削性に優れた合金に関わり、用途を考慮しても、シャルピー衝撃試験値は４５Ｊ／ｃｍ２を超える必要はない。むしろ、シャルピー衝撃試験値が４５Ｊ／ｃｍ２以上を超えると、靭性、材料の粘りが増すため、切削抵抗が高くなり、切り屑が連なりやすくなるなど被削性が悪くなる。このため、シャルピー衝撃試験値は、好ましくは４５Ｊ／ｃｍ２以下である。
硬質のκ相が増えたり、κ相中のＳｎ濃度が高くなると、強度、被削性は高まるが、靱性すなわち衝撃特性は低下する。このため、ある面をとらえれば、強度や被削性と、靱性（衝撃特性）とは、相反する特性である。以下の式により、強度に衝撃特性を加味した強度指数を定義する。
（強度指数）＝（引張強さ）＋３０×（シャルピー衝撃値）１／２
熱間加工材（熱間押出材、熱間鍛造材）、および、加工率が約５％または約１０％程度の軽い冷間加工が施された冷間加工材に関して、強度指数が、６８０以上であると、高強度で、靱性を備えた材料であると言える。強度指数は、好ましくは７００以上であり、より好ましくは７２０以上である。
【００８３】
本実施形態の合金の衝撃特性は、金属組織とも密接な関係があり、γ相は衝撃特性を悪化させる。また、α相の結晶粒界、α相、κ相、γ相の相境界にμ相が存在すると結晶粒界及び相境界が脆弱化し、衝撃特性が悪くなる。
研究の結果、結晶粒界、相境界において、長辺の長さが２５μｍを超えるμ相が存在すると、衝撃特性が特に悪くなることが分かった。このため、存在するμ相の長辺の長さは、２５μｍ以下であり、好ましくは１５μｍ以下であり、より好ましくは５μｍ以下であり、更に好ましくは４μｍ以下であり、最適には２μｍ以下である。また、同時に、結晶粒界に存在するμ相は、厳しい環境下において、α相やκ相に比べて、腐食されやすく、粒界腐食を生じ、また高温特性を悪くする。なお、μ相の場合、その占有割合が小さくなり、μ相の長さが短く、幅が狭くなると、５００倍または１０００倍程度の倍率の金属顕微鏡では確認が困難になる。μ相の長さが５μｍ以下の場合、倍率が２０００倍または５０００倍の電子顕微鏡で観察すると、μ相が結晶粒界、相境界に観察できる場合がある。
【００８４】
（諸特性とκ相の関係）
延性や靱性との兼ね合いもあるが、α相より硬質のκ相が多くなると、引張強さは増す。そのためにも、κ相の占める割合は、３０％以上であり、好ましくは３３％以上であり、より好ましくは３５％以上である。同時に、κ相は、被削性の機能を有し、耐摩耗性に優れるので、前記の３０％以上の量が必要であり、３３％以上や３５％以上の量が好ましい。一方、κ相の占める割合が６５％を超える場合、靱性や延性が低下し、引張強さ、被削性が飽和する。このため、κ相の占める割合は、６５％以下であることが必要である。κ相の占める割合は、好ましくは６２％以下であり、より好ましくは５８％以下であり、さらに好ましくは５５％以下である。κ相中に適量のＳｎが含まれると、耐食性が向上し、κ相の被削性、強度、耐摩耗性も向上する。一方で、銅合金中のＳｎの含有量が増すにしたがって、徐々に延性や衝撃特性が低下する。合金中のＳｎの含有量が０．８４％を超えるか、或いはκ相に含有されるＳｎの量が０．８５％を超えると、衝撃特性、延性の低下の度合いが大きくなる。
（α相内のκ相）
組成とプロセスの条件により、α相中に、幅が狭く細長いκ相（以下、κ１相とも言う）を存在させることができる。具体的には、通常であれば、α相の結晶粒とκ相の結晶粒はそれぞれ独立して存在するが、本実施形態の合金の場合、α相の結晶粒の内部に細長いκ相を複数析出させることができる。このように、α相内にκ相が存在することにより、α相が適度に強化され、延性、靱性を大きく損なうことなく、引張強さ、耐摩耗性、被削性が向上する。
ある側面から観ると、耐キャビテーション性は、耐摩耗性、強度、耐食性に影響され、耐エロージョンコロージョン性は、耐食性、耐摩耗性に影響される。特に、κ相の量が多い場合、α相中に細長いκ相が存在する場合、及びκ相中のＳｎ濃度が高い場合、耐キャビテーション性は向上する。耐エロージョンコロージョン性を改善するためには、κ相中のＳｎ濃度を上げることが最も効果的であり、α相中に細長いκ相が存在するとさらに良好なものとなる（更に効果的である）。耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性の両者に関して、合金のＳｎ濃度より、κ相中のＳｎ濃度が重要であり、κ相中のＳｎ濃度が０．４０ｍａｓｓ％以上の場合、特に両者の特性が向上する。κ相中のＳｎ濃度が０．４３％、０．４８％、０．５５％と増すに従って、両者の特性は更に良くなる。κ相中のＳｎ濃度と共に重要なのが、合金の耐食性である。何故なら、銅合金を実際に使用している際に、材料が腐食され、腐食生成物が形成されると、それらの腐食生成物は高速流体下などでは、容易に、剥離し、新たな新生面が露出する。そして、腐食、剥離を繰り返す。促進試験（腐食性の加速試験）においても、その傾向は、判断できる。
本実施形態の合金では、Ｓｎを含有し、かつγ相を２．０％以下、好ましくは、１．５％以下、より好ましくは１．０％以下に制限する。これにより、κ相とα相に固溶するＳｎ量を増加させ、耐食性、耐摩耗性、耐エロージョンコロージョン性、耐キャビテーション性を大幅に向上させている。
【００８５】
＜製造プロセス＞
次に、本発明の第１、２の実施形態に係る快削性銅合金の製造方法について説明する。
本実施形態の合金の金属組織は、組成だけでなく製造プロセスによっても変化する。熱間押出、熱間鍛造の熱間加工温度、熱処理の温度や熱処理の条件に影響されるだけでなく、熱間加工や熱処理における冷却過程での平均冷却速度が影響する。鋭意研究を行った結果、熱間加工および熱処理の冷却過程において、５７５℃から５１０℃の温度領域における平均冷却速度と、４７０℃から３８０℃の温度領域における冷却速度に金属組織が大きく影響されることが分かった。
本実施形態の製造プロセスは、本実施形態の合金にとって必要なプロセスであり、組成との兼ね合いもあるが、基本的に、以下の重要な役割を果たす。
１）耐食性、衝撃特性を悪化させるγ相を減少させ、γ相の長辺の長さを小さくする。
２）耐食性、衝撃特性を悪化させるμ相を制御し、μ相の長辺の長さを制御する。
３）α相内に針状のκ相を析出させる。
４）γ相の量を減少させると同時にγ相に固溶するＳｎの量を減少させることにより、κ相とα相に固溶するＳｎの量（濃度）を増加させる。
【００８６】
（溶解鋳造）
溶解は、本実施形態の合金の融点（液相線温度）より約１００℃〜約３００℃高い温度である約９５０℃〜約１２００℃で行われる。鋳造は、融点より、約５０℃〜約２００℃高い温度である約９００℃〜約１１００℃で行われる。所定の鋳型に鋳込まれ、空冷、徐冷、水冷などの幾つかの冷却手段によって冷却される。そして、凝固後は、様々に構成相が変化する。
【００８７】
（熱間加工）
熱間加工としては、熱間押出、熱間鍛造が挙げられる。
熱間押出に関して、設備能力にもよるが、実際に熱間加工される時の材料温度、具体的には押出ダイスを通過直後の温度（熱間加工温度）が６００〜７４０℃である条件で熱間押出を実施することが好ましい。７４０℃を超えた温度で熱間加工すると、塑性加工時にβ相が多く形成され、β相が残留することがあり、γ相も多く残留し、冷却後の構成相に悪影響を与える。また、次の工程で熱処理を施しても、熱間加工材の金属組織が影響する。具体的には、７４０℃以下の温度で熱間加工した場合に比べ、７４０℃を超えた温度で熱間加工を実施した場合、γ相が多くなるか、または、β相が残留する。場合によっては熱間加工割れが生じる。なお、熱間加工温度は、６７０℃以下が好ましく、６４５℃以下がより好ましい。
そして、冷却時、４７０℃から３８０℃の温度領域における平均冷却速度を３℃／分超え、５００℃／分未満とする。４７０℃から３８０℃の温度領域における平均冷却速度は、より好ましくは４℃／分以上であり、さらに好ましくは８℃／分以上である。これにより、μ相の増加を防ぐ。
また、熱間加工温度が低い場合、熱間での変形抵抗が高くなる。変形能の点から、熱間加工温度の下限は、好ましくは６００℃以上であり、より好ましくは６０５℃以上である。押出比や、形状、設備能力にもよるが、金属組織の構成相の観点から、熱間加工温度は、可能な限り低いほうが好ましい。
実測が可能な測定位置に鑑みて、熱間加工温度は、熱間押出又は熱間鍛造後から約３秒後の実測が可能な熱間加工材の温度と定義する。金属組織は、大きな塑性変形を受けた加工直後の温度に影響を受ける。
【００８８】
Ｐｂを１〜４ｍａｓｓ％の量で含有する黄銅合金は、銅合金の押出材の大半を占めるが、この黄銅合金の場合、押出径が大きいもの、例えば、直径が約３８ｍｍを超えるものを除き、通例では、熱間押出後にコイルに巻き取られる。押出中の鋳塊（ビレット）は、押出装置により熱を奪われ温度が低下する。押出材は、巻き取り装置に接触することによって熱を奪われ、更に温度が低下する。押出当初の鋳塊の温度から、または押出材の温度から、約５０℃〜１００℃の温度の低下は、比較的早い平均冷却速度で起こる。その後に巻き取られたコイルは、保温効果により、コイルの重量等にもよるが、４７０℃から３８０℃までの温度領域を、約２℃／分程度の比較的ゆっくりとした平均冷却速度で冷却される。材料温度が約３００℃に達した時、丁度、黄銅の金属組織内に存在するＰｂが凝固した時、それ以降の平均冷却速度はさらに遅くなるので、ハンドリングを考慮して水冷されることもある。Ｐｂを含有する黄銅合金の場合、約６００〜８００℃で熱間押出されるが、押出直後の金属組織には、熱間加工性に富むβ相が多量に存在する。押出後の平均冷却速度が速いと、冷却後の金属組織に多量のβ相が残留し、耐食性、延性、衝撃特性、高温特性が悪くなる。それを避けるために、押出コイルの保温効果等を利用した比較的遅い平均冷却速度で冷却することにより、β相をα相に変化させ、α相に富んだ金属組織にしている。前記のように、押出直後は、押出材の平均冷却速度が比較的速いので、その後の冷却を遅くすることにより、α相に富んだ金属組織にしている。なお、特許文献１には、平均冷却速度の記載はないが、β相を少なくし、β相を孤立させる目的で、押出材の温度が１８０℃以下になるまで徐冷すると開示している。
以上により、本実施形態の合金は、従来のＰｂを含有する黄銅合金の製造方法とは全く異なる冷却速度で製造している。
【００８９】
（熱間鍛造）
熱間鍛造の素材としては、主として熱間押出材が用いられるが、連続鋳造棒も用いられる。熱間押出に比べ、熱間鍛造は複雑形状に加工するので、鍛造前の素材の温度は高い。しかし、鍛造品の主要部位となる大きな塑性加工が施された熱間鍛造材の温度、すなわち鍛造後から約３秒後の材料温度は、熱間押出材と同様、６００℃から７４０℃が好ましい。
そして、熱間鍛造後の冷却時、５７５℃から５１０℃までの温度領域を０．１℃／分以上、２．５℃／分以下の平均冷却速度で冷却する。次いで、４７０℃から３８０℃の温度領域を３℃／分超え、５００℃／分未満の平均冷却速度で冷却する。４７０℃から３８０℃の温度領域における平均冷却速度は、より好ましくは４℃／分以上であり、さらに好ましくは８℃／分以上である。これにより、μ相の増加を防ぐ。
なお、熱間鍛造の素材が熱間押出材の場合、好ましくは熱間押出材の製造時の押出温度を低くし、γ相が少ない金属組織にしておけば、この熱間押出材に対して熱間鍛造を施す場合、熱間鍛造温度が高くとも、γ相の少ない熱間鍛造組織が得られる。
【００９０】
（冷間加工工程）
寸法精度を良くするためや、押出されたコイルを直線にするために、熱間押出材に対して冷間加工を施しても良い。詳細には、熱間押出材または熱処理材に対して、約２％〜約２０％、好ましくは約２％〜約１５％、より好ましくは約２％〜約１０％の加工率で冷間抽伸を施し、そして矯正する（コンバインド抽伸、矯正）。または熱間押出材または熱処理材に対して、約２％〜約２０％、好ましくは約２％〜約１５％、より好ましくは約２％〜約１０％の加工率で、冷間で伸線加工を施す。なお、冷間加工率はほぼ０％であるが、矯正設備のみにより棒材の直線度を向上させることがある。
【００９１】
（熱処理（焼鈍））
例えば熱間押出では押出できない小さなサイズに加工する場合、冷間抽伸、或は冷間伸線後に、必要に応じて熱処理が実施され、再結晶させ、すなわち材料を軟らかくする。また、熱間加工材においても、加工ひずみのほとんどない材料が要望される場合や、適正な金属組織にする場合など、必要に応じて熱間加工後に熱処理が実施される。同様に、Ｐｂを含有する黄銅合金においても、必要に応じて熱処理が実施される。特許文献１のＢｉを含む黄銅合金の場合、３５０〜５５０℃で、１〜８時間の条件で熱処理される。
本実施形態の合金の場合も、前記の熱間加工後の冷却も含め、熱処理により適正な金属組織を得ることができる。６２０℃を超えた温度で熱処理すると、γ相、またはβ相が多く形成され、α相が粗大化する。６２０℃以下に加熱しても良いが、γ相の減少からすると５７５℃以下の温度での熱処理が望ましい。５００℃より低い温度の熱処理では、γ相が増加し、およびμ相が析出する。５００℃以上、５１０℃未満の温度では、γ相は僅かに消滅するに過ぎず、また長時間の熱処理が必要となる。このため、５１０℃以上で熱処理を実施するのが好ましい。従って、熱処理の温度は、５１０℃以上５７５℃以下が望ましく、少なくとも５１０℃以上５７５℃以下の温度範囲で、２０分以上保持する必要がある。熱処理の時間（熱処理の温度で保持される時間）は、好ましくは、３０分以上４８０分以下であり、より好ましくは５０分以上、最適には７０分以上３６０分以下である。なお、５１０℃以上５３０℃未満の熱処理の場合、５３０℃以上５７０℃以下の熱処理に比べ、γ相を減少させるためには、２倍または３倍以上の熱処理の時間が必要である。
熱処理の時間（ｔ）（分）と熱処理の温度（Ｔ）（℃）より、以下の数式で表される熱処理に係る値を定義する。
（熱処理に係る値）＝（Ｔ−５００）×ｔ
但し、Ｔが５４０℃以上の場合は５４０とする。
上記の熱処理に係る値が、８００以上であることが好ましく、１２００以上であることがより好ましい。
熱間押出や熱間鍛造後の高温状態を活かし、平均冷却速度の工夫により、５１０℃以上５７５℃以下の温度領域で、２０分以上保持することに相当する条件、すなわち、冷却過程において５７５℃から５１０℃の温度領域を、０．１℃／分以上２．５℃／分以下の平均冷却速度で冷却することにより、金属組織の改善が可能となる。５７５℃から５１０℃の温度領域を２．５℃／分以下で冷却することは、５１０℃以上５７５℃以下の温度領域で少なくとも２０分保持することと時間的に同等となる。更には５７０℃から５３０℃以下の温度領域を２℃／分以下の平均冷却速度で冷却することが好ましい。若しくは５７５℃から５１０℃の温度領域での平均冷却速度は、好ましくは２℃／分以下であり、より好ましくは１℃／分以下である。平均冷却速度の下限は、経済性を考慮し、０．１℃／分以上としている。
一方、例えば、材料が熱源を移動する連続熱処理炉の場合、一旦、６２０℃を超えると、前記のごとく問題である。しかし、約５６０℃以上、６２０℃以下まで温度を上げ、次いで５１０℃以上５７５℃以下の温度領域で２０分以上保持することに相当する条件、すなわち、５７５℃から５１０℃の温度領域を０．１℃／分以上２．５℃／分以下の平均冷却速度で冷却することにより、金属組織の改善が可能となる。そして５７５℃から５２５℃の温度領域での平均冷却速度は、好ましくは２℃／分以下であり、より好ましくは１℃／分以下である。更には５７０℃から５３０℃以下の温度領域での平均冷却速度は、好ましくは２℃／分以下であり、より好ましくは１℃／分以下である。本設備（連続熱処理炉）は、生産性を重視するための設備であるので、通過時間に制約がある。例えば、最高到達温度が５４０℃の場合、５４０℃から５１０℃の温度を少なくとも２０分以上時間をかけ通過する必要があり、大きな制約を受ける。５７５℃或いは５６０℃より少し高めの温度に上げると生産性が確保できると同時に、より所望の金属組織を得ることができる。
前記熱処理においても材料は常温まで冷却されるが、４７０℃から３８０℃の温度領域での平均冷却速度を３℃／分超え５００℃／分未満とする必要がある。すなわち、５００℃付近を境にして平均冷却速度を早くする必要がある。一般的な熱処理の冷却では、より低い温度の方が平均冷却速度は遅くなるが、４７０℃から３８０℃の冷却過程をより早い速度で冷却することが望ましい。
熱処理、熱間加工後の冷却速度の制御方法の利点は、γ相、μ相を少なくし、κ相中のＳｎの固溶量を増加させ、α相中にκ相を析出させることにあり、これにより、耐食性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性に優れ、衝撃特性、延性、強度、被削性に優れた合金を作り上げることができる。その他、冷間加工率が約２％以上、約１５％以下、または約１０％以下の冷間加工、例えば抽伸や伸線を施し、次いで、５１０℃以上５７５℃以下の熱処理を行うと、熱間加工材に比べ引張強さがさらに向上し、熱間加工材の衝撃特性を上回る。もちろん、熱間加工材に対して５１０℃以上５７５℃以下の熱処理を施し、次いで冷間加工率が約２％以上、約１５％以下、または１０％以下の冷間抽伸や伸線を施してもよい。このように、特殊な製造プロセスを採用することにより、耐食性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性に優れ、衝撃特性、延性、強度、被削性に優れた合金に仕上がる。
【００９２】
本実施形態の合金の金属組織に関して、製造工程で重要なことは、熱処理後、又は熱間加工後の徐冷後の冷却過程で、４７０℃から３８０℃の温度領域における平均冷却速度である。この平均冷却速度が３℃／分以下であると、μ相の占める割合が増大する。μ相は、主として、結晶粒界、相境界を中心に形成される。厳しい環境下では、μ相は、α相、κ相に比べ耐食性が悪いので、μ相の選択腐食や粒界腐食の原因となる。また、μ相は、γ相と同様に、応力集中源になるか、或いは粒界滑りの原因になり、衝撃特性や、高温強度を低下させる。好ましくは、熱間加工後の冷却において、４７０℃から３８０℃の温度領域における平均冷却速度は、３℃／分超えであり、より好ましくは４℃／分以上であり、さらに好ましくは８℃／分以上であり、最適には１２℃／分以上である。上限は、熱間加工後、材料温度が５８０℃以上の高温から急冷する場合、例えば、５００℃／分以上の平均冷却速度で冷却すると、β相、γ相が多く残留する恐れがある。このため、平均冷却速度の上限は、好ましくは５００℃／分未満であり、より好ましくは３００℃／分以下である。
【００９３】
２０００倍または５０００倍の電子顕微鏡で金属組織を観察すると、μ相が存在するか否かの境界の平均冷却速度は、４７０℃から３８０℃までの温度領域において８℃／分である。特に、諸特性に大きな影響を与える臨界の平均冷却速度は、４７０℃から３８０℃までの温度領域において２．５℃／分、或は４℃／分である。勿論、μ相の出現には、他の構成相、組成にも関係する。
すなわち、４７０℃から３８０℃までの温度領域の平均冷却速度が８℃／分より遅いと、粒界に析出するμ相の長辺の長さが約１μｍを超え、平均冷却速度が遅くなるに従ってさらに成長する。そして平均冷却速度が約５℃／分になると、μ相の長辺の長さが約３μｍから１０μｍになる。平均冷却速度が約２．５℃／分以下となると、μ相の長辺の長さが１５μｍを超え、場合によっては２５μｍを超える。μ相の長辺の長さが約１０μｍに達すると、１０００倍の金属顕微鏡で、μ相が結晶粒界と区別でき、観察することが可能となる。一方、平均冷却速度の上限は、熱間加工温度などにもよるが、平均冷却速度が速すぎると、高温で形成された構成相がそのまま常温にまで持ちこされ、κ相が多くなり、耐食性、衝撃特性に影響を与えるβ相、γ相が増える。このため、主として５７５℃以上の温度領域からの平均冷却速度が重要であるが、５００℃／分未満の平均冷却速度で冷却することが好ましく、より好ましくは３００℃／分以下である。
【００９４】
現在、Ｐｂを含有する黄銅合金が、銅合金の押出材の大半を占める。このＰｂを含有する黄銅合金の場合、特許文献１にあるように、３５０〜５５０℃の温度で必要に応じて熱処理される。下限の３５０℃は、再結晶し、材料がほぼ軟化する温度である。上限の５５０℃では、再結晶が完了する。温度を上げることによるエネルギー上の問題があり、また５５０℃超の温度で熱処理すると、β相が顕著に増加する。一般的な製造設備としては、バッチ炉、または、連続炉が用いられ、所定の温度で、１〜８時間保持される。バッチ炉の場合は、炉冷、または、炉冷後、約３００℃から空冷される。連続炉の場合は、約３００℃に材料温度が下がるまでは比較的ゆっくりとした速度で冷却される。具体的には、４７０℃から３８０℃までの温度領域を、保持される所定の温度を除き、約０．５〜約３℃／分の平均冷却速度で冷却される。本実施形態の合金の製造方法とは異なる冷却速度で冷却される。
【００９５】
（低温焼鈍）
棒材、鍛造品においては、残留応力の除去や棒材の矯正を目的として、再結晶温度以下の温度で棒材、鍛造品を低温焼鈍することがある。その低温焼鈍の条件として、材料温度を２４０℃以上３５０℃以下とし、加熱時間を１０分から３００分とすることが望ましい。さらに低温焼鈍の温度（材料温度）をＴ（℃）、加熱時間をｔ（分）とすると、１５０≦（Ｔ−２２０）×（ｔ）１／２≦１２００の関係を満たす条件で低温焼鈍を実施することが好ましい。なお、ここで、所定の温度Ｔ（℃）に達する温度より１０℃低い温度（Ｔ−１０）から、加熱時間ｔ（分）をカウントするものとする。
【００９６】
低温焼鈍の温度が２４０℃より低い場合、残留応力の除去が不十分であり、また十分に矯正が行えない。低温焼鈍の温度が３５０℃を超える場合、結晶粒界、相境界を中心にμ相が形成される。低温焼鈍の時間が１０分未満であると、残留応力の除去が不十分である。低温焼鈍の時間が３００分を超えると、μ相が増大する。低温焼鈍の温度を高くするか、或いは時間を長くするにつれ、μ相が増大し、耐食性、衝撃特性、高温強度が低下する。しかしながら、低温焼鈍を施すことにより、μ相の析出は避けられず、如何にして、残留応力を除去しつつ、μ相の析出を最小限に留めるかがポイントとなる。
なお、（Ｔ−２２０）×（ｔ）１／２の値の下限は、１５０であり、好ましくは１８０以上であり、より好ましくは２００以上である。また、（Ｔ−２２０）×（ｔ）１／２の値の上限は、１２００であり、好ましくは１１００以下であり、より好ましくは１０００以下である。
【００９７】
このような製造方法によって、本発明の第１，２の実施形態に係る快削性銅合金が製造される。
熱間加工工程、熱処理（焼鈍）工程、低温焼鈍工程は、銅合金を加熱する工程である。低温焼鈍工程を行わない場合、又は低温焼鈍工程の後に熱間加工工程や熱処理（焼鈍）工程を行う場合（低温焼鈍工程が最後に銅合金を加熱する工程とならない場合）、冷間加工の有無に関わらず、熱間加工工程、熱処理（焼鈍）工程のうち、後に行う工程が重要となる。熱処理（焼鈍）工程の後に熱間加工工程を行うか、または熱間加工工程の後に熱処理（焼鈍）工程を行わない場合（熱間加工工程が最後に銅合金を加熱する工程となる場合）、熱間加工工程は、上述した加熱条件と冷却条件を満たす必要がある。熱間加工工程の後に熱処理（焼鈍）工程を行うか、または熱処理（焼鈍）工程の後に熱間加工工程を行わない場合（熱処理（焼鈍）工程が最後に銅合金を加熱する工程となる場合）、熱処理（焼鈍）工程は、上述した加熱条件と冷却条件を満たす必要がある。例えば、熱間鍛造の工程の後に熱処理（焼鈍）工程を行わない場合、熱間鍛造の工程は、上述した熱間鍛造の加熱条件と冷却条件を満たす必要がある。熱間鍛造の工程の後に熱処理（焼鈍）工程を行う場合、熱処理（焼鈍）工程が上述した熱処理（焼鈍）の加熱条件と冷却条件を満たす必要がある。この場合、熱間鍛造の工程は、必ずしも上述した熱間鍛造の加熱条件と冷却条件を満たす必要はない。
低温焼鈍工程では、材料温度が２４０℃以上３５０℃以下であり、この温度は、μ相が生成するか否かに関わり、γ相が減少する温度範囲（５７５〜５１０℃）とは関わらない。このように、低温焼鈍工程での材料温度は、γ相の増減に関わらない。このため、熱間加工工程や熱処理（焼鈍）工程の後に、低温焼鈍工程を行う場合（低温焼鈍工程が最後に銅合金を加熱する工程となる場合）、低温焼鈍工程の条件と共に、低温焼鈍工程の前の工程（低温焼鈍工程の直前に銅合金を加熱する工程）の加熱条件や冷却条件が重要となり、低温焼鈍工程と低温焼鈍工程の前の工程は、上述した加熱条件と冷却条件を満たす必要がある。詳細には、低温焼鈍工程の前の工程において、熱間加工工程、熱処理（焼鈍）工程のうち、後に行う工程の加熱条件や冷却条件も重要となり、上述した加熱条件と冷却条件を満たす必要がある。低温焼鈍工程の後に熱間加工工程や熱処理（焼鈍）工程を行う場合、前述したように熱間加工工程、熱処理（焼鈍）工程のうち、後に行う工程が重要となり、上述した加熱条件と冷却条件を満たす必要がある。なお、低温焼鈍工程の前又は後に熱間加工工程や熱処理（焼鈍）工程を行っても良い。
【００９８】
以上のような構成とされた本発明の第１、第２の実施形態に係る快削性合金によれば、合金組成、組成関係式、金属組織、組織関係式を上述のように規定しているので、厳しい環境下での耐食性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性、耐摩耗性、衝撃特性、常温の強度および高温特性に優れている。また、Ｐｂの含有量が少なくても優れた被削性を得ることができる。
【００９９】
以上、本発明の実施形態について説明したが、本発明はこれに限定されることはなく、その発明の技術的要件を逸脱しない範囲で適宜変更することが可能である。
【実施例】
【０１００】
以下、本発明の効果を確認すべく行った確認実験の結果を示す。なお、以下の実施例は、本発明の効果を説明するためのものであって、実施例に記載された構成要件、プロセス、条件が本発明の技術的範囲を限定するものでない。【０１０１】
（実施例１）
＜実操業実験＞
実操業で使用している低周波溶解炉及び半連続鋳造機を用いて銅合金の試作試験を実施した。表２に合金組成を示す。なお、実操業設備を用いていることから、表２に示す合金においては不純物についても測定した。また、製造工程は、表５〜表１０に示す条件とした。【０１０２】
（工程Ｎｏ．Ａ１〜Ａ１２、ＡＨ１〜ＡＨ４）
実操業している低周波溶解炉及び半連続鋳造機により直径２４０ｍｍのビレットを製造した。原料は、実操業に準じたものを使用した。ビレットを長さ８００ｍｍに切断して加熱した。熱間押出を行って直径２５．６ｍｍの丸棒状とし、コイルに巻き取った（押出材）。温度測定は、熱間押出の終盤を中心に放射温度計を用いて行い、押出機より押出されたときから約３秒後の押出材の温度を測定した。なお、大同特殊鋼株式会社製の型式ＤＳ−０６ＤＦの放射温度計を用いた。
その押出材の温度の平均値が表５に示す温度の±５℃（（表５に示す温度）−５℃〜（表５に示す温度）＋５℃の範囲内）であることを確認した。
工程Ｎｏ．ＡＨ１では、押出で試料の作製を終了し、試料は押出したままの状態である。工程Ｎｏ．ＡＨ２では、押出後に冷間圧下率４．７％でコンバインド抽伸・矯正を行い、直径を２５．０ｍｍとした。工程Ｎｏ．Ａ１〜Ａ６、Ａ９、ＡＨ３〜ＡＨ６では、冷間圧下率４．７％でコンバインド抽伸・矯正を行い、直径を２５．０ｍｍとした。次いで、各種の条件でバッチ炉で熱処理を行い、平均冷却速度も変化させた。工程Ｎｏ．Ａ１２では、冷間圧下率８．５％でコンバインド抽伸・矯正を行い、直径を２４．５ｍｍとした。工程Ｎｏ．Ａ７、Ａ８、ＡＨ７、ＡＨ８では、連続熱処理炉で熱処理を行った。工程Ｎｏ．ＡＨ９では、押出温度を５８０℃として押出を実施した。
工程Ｎｏ．Ａ１０、Ａ１１では、直径が２５．５ｍｍの押出材をバッチ炉で熱処理し、次いでコンバインド抽伸・矯正を行った。これにより、工程Ｎｏ．Ａ１０では、直径を２５．０ｍｍとした。工程Ｎｏ．Ａ１１では、コンバインド抽伸・矯正での冷間加工率を８．５％とし、直径を２４．５ｍｍとした。
なお、以下の表において、熱処理前にコンバインド抽伸、矯正を行った場合を“○”で示し、行わなかった場合を“−”で示した。【０１０３】
（工程Ｎｏ．Ｂ１〜Ｂ３、ＢＨ１〜ＢＨ３）
工程Ｎｏ．Ａ１０で得られた直径２５．０ｍｍの材料（棒材）を、長さ３ｍに切断した。次いで、この棒材を型枠に並べ、矯正目的で低温焼鈍した。その時の低温焼鈍条件を表７に示す条件とした。
なお、表７中の条件式の値は、以下の式の値である。
（条件式）＝（Ｔ−２２０）×（ｔ）１／２
Ｔ：温度（材料温度）（℃）、ｔ：加熱時間（分）【０１０４】
（工程Ｎｏ．Ｃ０）
実操業している低周波溶解炉及び半連続鋳造機により直径２４０ｍｍの鋳塊（ビレット）を製造した。原料は、実操業に準じたものを使用した。ビレットを長さ５００ｍｍに切断して加熱した。そして、熱間押出を行って直径５０ｍｍの丸棒状の押出材とした。この押出材は、直棒の形状で押出テーブルに押出した。温度測定は、押出の終盤を中心に放射温度計を用いて行い、押出機より押出されたときから約３秒後の押出材の温度を測定した。その押出材の温度の平均値が表８に示す温度の±５℃（（表８に示す温度）−５℃〜（表８に示す温度）＋５℃の範囲内）であることを確認した。【０１０５】
（工程Ｎｏ．Ｃ１、Ｃ２、ＣＨ１、ＣＨ２）
工程Ｎｏ．Ｃ１，Ｃ２，ＣＨ１では、工程Ｎｏ．Ｃ０で得られた押出材（丸棒）に対して、バッチ炉で熱処理（焼鈍）を施した。熱処理は、４７０℃から３８０℃間の平均冷却速度を変えて実施した。
工程Ｎｏ．ＣＨ２では、熱間押出の温度を７６０℃とする以外は工程Ｎｏ．Ｃ０と同様の条件で押出材（丸棒）を作製した。次いでバッチ炉で熱処理（焼鈍）を施した。
なお、工程Ｎｏ．Ｃ０で得られた押出材、および工程Ｎｏ．Ｃ１、Ｃ２、ＣＨ１、ＣＨ２の熱処理材の一部は、摩耗試験に用いた。【０１０６】
（工程Ｎｏ．Ｄ１〜Ｄ７、ＤＨ１〜ＤＨ５）
工程Ｎｏ．Ｃ０で得られた直径５０ｍｍの押出材（丸棒）を長さ１８０ｍｍに切断した。この丸棒を横置きにして、熱間鍛造プレス能力１５０トンのプレス機で、厚み１６ｍｍに鍛造した。温度測定は、所定の厚みに熱間鍛造された直後から約３秒経過後に、放射温度計を用いて温度の測定を行った。熱間鍛造温度（熱間加工温度）は、表９に示す温度±５℃の範囲（（表９に示す温度）−５℃〜（表９に示す温度）＋５℃の範囲内）であることを確認した。
次に、工程Ｎｏ．Ｄ１〜Ｄ４，ＤＨ２では、バッチ炉で熱処理し、工程Ｎｏ．Ｄ５，Ｄ６，ＤＨ３，ＤＨ４では連続炉で熱処理した。熱処理の温度、保持時間、５７５℃から５２５℃の温度領域での平均冷却速度、４７０℃から３８０℃の温度領域での平均冷却速度を変えて実施した。熱処理の温度は、表９に記載の温度±５℃（（表９に示す温度）−５℃〜（表９に示す温度）＋５℃の範囲内）であり、この温度範囲で保持される時間を熱処理の時間（保持時間）とした。【０１０７】
＜実験室実験＞
実験室設備を用いて銅合金の試作試験を実施した。表３、４に合金組成を示す。なお、残部はＺｎ及び不可避不純物である。表２に示す組成の銅合金も実験室実験に用いた。また、製造工程は、表１１及び表１２に示す条件とした。【０１０８】
（工程Ｎｏ．Ｅ１、Ｅ２、Ｅ３、ＥＨ１）
実験室において、所定の成分比で原料を溶解した。直径１００ｍｍ、長さ１８０ｍｍの金型に融液を鋳込み、ビレットを作製した。このビレットを加熱し、工程Ｎｏ．Ｅ１、ＥＨ１では、直径２５ｍｍの丸棒に押出し、矯正した。工程Ｎｏ．Ｅ２、Ｅ３では直径４０ｍｍの丸棒に押出し、矯正した。表１１において、矯正を行った場合を“○”で示した。
押出試験機が停止直後に放射温度計を用いて温度測定を行った。結果的に押出機より押出されたときから約３秒後の押出材の温度に相当する。
工程Ｎｏ．ＥＨ１、Ｅ２では、押出で、試料の作製作業を終了した。
工程Ｎｏ．Ｅ２で得られた押出材は、後述する工程にて、熱間鍛造素材として用いた。また、工程Ｎｏ．Ｅ２で得られた押出材の一部は、摩耗試験用の材料とした。
連続鋳造にて、直径４０ｍｍの連続鋳造棒を製作し、後述する工程にて、熱間鍛造素材として用いた。
工程Ｎｏ．Ｅ１、Ｅ３では、押出後に表１１に示す条件で熱処理（焼鈍）を行った。工程Ｎｏ．Ｅ３の熱処理材の一部は、摩耗試験材に用いた。
工程Ｎｏ．Ａの低周波溶解炉で得られた銅合金溶湯を、外径１００ｍｍ、長さ１８０ｍｍの金型に鋳込み、ビレットを作製した。これを前記工程と同じ条件で直径２５又は４０ｍｍの丸棒に押し出した。これらの材料（丸棒）では、前記と同様に、工程番号にＥ１、Ｅ２、Ｅ３、又はＥＨ１を表記した。【０１０９】
（工程Ｎｏ．Ｆ１〜Ｆ３，ＦＨ１，ＦＨ２）
工程Ｎｏ．Ｅ２で得られた直径４０ｍｍの丸棒を長さ１８０ｍｍに切断した。丸棒を横置きにして、熱間鍛造プレス能力１５０トンのプレス機で、厚み１５ｍｍに鍛造した。所定の厚みに熱間鍛造された直後から約３秒経過後に、放射温度計を用いて温度測定を行った。熱間鍛造温度（熱間加工温度）は、表１２に示す温度±５℃の範囲（（表１２に示す温度）−５℃〜（表１２に示す温度）＋５℃の範囲内）であることを確認した。工程Ｆ１〜Ｆ３，ＦＨ２では、実験室のバッチ炉又は連続熱処理炉を用いて、条件、平均冷却速度を変えて、鍛造材に対して熱処理を施した。【０１１０】
（工程Ｎｏ．Ｆ４，Ｆ５，ＦＨ３）
連続鋳造にて、直径４０ｍｍの連続鋳造棒を鋳造し、鍛造用素材として用いた。得られた直径４０ｍｍの丸棒（連続鋳造棒）を長さ１８０ｍｍに切断した。この丸棒を横置きにして、熱間鍛造プレス能力１５０トンのプレス機で、厚み１５ｍｍに鍛造した。工程Ｎｏ．Ｆ４，Ｆ５では、さらに表１２の条件で熱処理した。【０１１１】
【表２】
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【０１１２】
【表３】
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【０１１３】
【表４】
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【０１１４】
【表５】
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【０１１５】
【表６】
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【０１１６】
【表７】
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【０１１７】
【表８】
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【０１１８】
【表９】
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【０１１９】
【表１０】
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【０１２０】
【表１１】
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【０１２１】
【表１２】
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【０１２２】
上述の試験材について、以下の手順にて、金属組織観察、耐食性（脱亜鉛腐食試験／浸漬試験）、被削性、常温・高温の機械的特性、キャビテーション、エロージョンコロージョン性、耐摩耗性について評価を行った。
なお、上述した工程において、ｆ２が６２．７超えの合金については、７６０℃に温度を上げて再度押出して評価を行った。【０１２３】
（金属組織の観察）
以下の方法により金属組織を観察し、α相、κ相、β相、γ相、μ相の面積率（％）を画像解析により測定した。なお、α’相、β’相、γ’相は、各々α相、β相、γ相に含めることとした。
各試験材の棒材、鍛造品を、長手方向に対して平行、または金属組織の流動方向に対して平行に切断した。次いで表面を研鏡（鏡面研磨）し、過酸化水素とアンモニア水の混合液でエッチングした。エッチングでは、３ｖｏｌ％の過酸化水素水３ｍＬと、１４ｖｏｌ％のアンモニア水２２ｍＬを混合した水溶液を用いた。約１５℃〜約２５℃の室温にてこの水溶液に金属の研磨面を約２秒〜約５秒浸漬した。
金属顕微鏡を用いて、主として倍率５００倍で金属組織を観察し、金属組織の状況によっては１０００倍で金属組織を観察した。５視野の顕微鏡写真において、画像解析ソフト「ＷｉｎＲＯＯＦ２０１３」を用いて各相（α相、κ相、β相、γ相、μ相）を手動で塗りつぶした。次いで画像解析ソフト「ＷｉｎＲＯＯＦ２０１３」で２値化し、各相の面積率を求めた。詳細には、各相について、５視野の面積率の平均値を求め、平均値を各相の相比率とした。そして、全ての構成相の面積率の合計を１００％とした。
γ相、μ相の長辺の長さは、以下の方法により測定した。５００倍または１０００倍の金属顕微鏡写真を用い、１視野において、γ相の長辺の最大長さを測定した。この作業を任意の５視野において行い、得られたγ相の長辺の最大長さの平均値を算出し、γ相の長辺の長さとした。同様に、μ相の大きさに応じて、５００倍または１０００倍の金属顕微鏡写真、或いは２０００倍または５０００倍の２次電子像写真（電子顕微鏡写真）を用い、１視野において、μ相の長辺の最大長さを測定した。この作業を任意の５視野において行い、得られたμ相の長辺の最大長さの平均値を算出し、μ相の長辺の長さとした。
具体的には、約７０ｍｍ×約９０ｍｍのサイズにプリントアウトした写真を用いて評価した。５００倍の倍率の場合、観察視野のサイズは２７６μｍ×２２０μｍであった。【０１２４】
相の同定が困難な場合は、ＦＥ−ＳＥＭ−ＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｂａｃｋ  Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ  Ｄｉｆｆｒａｃｔｏｎ  Ｐａｔｔｅｒｎ）法によって、倍率５００倍又は２０００倍で、相を特定した。
また、平均冷却速度を変化させた実施例においては、主として結晶粒界に析出するμ相の有無を確認するために、日本電子株式会社製のＪＳＭ−７０００Ｆを用いて、加速電圧１５ｋＶ、電流値（設定値１５）の条件で、２次電子像を撮影し、２０００倍または５０００倍の倍率で金属組織を確認した。２０００倍または５０００倍の２次電子像でμ相が確認できても、５００倍または１０００倍の金属顕微鏡写真でμ相が確認できない場合は、面積率には算定しなかった。すなわち、２０００倍または５０００倍の２次電子像で観察されたが５００倍または１０００倍の金属顕微鏡写真では確認できなかったμ相は、μ相の面積率には含めなかった。何故なら、金属顕微鏡で確認できないμ相は、主として長辺の長さが５μｍ以下、幅は０．３μｍ以下であるので、面積率に与える影響は、小さいためである。
μ相の長さは、任意の５視野で測定し、前述したように５視野の最長の長さの平均値をμ相の長辺の長さとした。μ相の組成確認は、付属のＥＤＳで行った。なお、μ相が５００倍または１０００倍で確認できなかったが、より高い倍率でμ相の長辺の長さが測定された場合、表中の測定結果において、μ相の面積率は０％であるがμ相の長辺の長さは記載している。【０１２５】
（μ相の観察）
μ相に関しては、熱処理後の冷却で、４７０℃〜３８０℃の温度領域を約８℃／分の平均冷却速度で冷却すると、μ相の存在が確認できた。図１は、試験Ｎｏ．Ｔ１２３（合金Ｎｏ．Ｓ０３／工程Ｎｏ．Ａ３）の２次電子像の一例を図１に示す。α相の結晶粒界に、μ相が析出していることが確認された（白灰色の細長い相）。【０１２６】
（α相中に存在する針状のκ相）
α相中に存在する針状のκ相（κ１相）は、幅が約０．０５μｍから約０．５μｍで、細長い直線状、針状の形態である。幅が０．１μｍ以上であれば、金属顕微鏡でも、その存在は、確認できる。
図２は、代表的な金属顕微鏡写真として、試験Ｎｏ．Ｔ０３（合金Ｎｏ．Ｓ０１／工程Ｎｏ．Ａ１）の金属顕微鏡写真を示す。図３は、代表的なα相内に存在する針状のκ相の電子顕微鏡写真として、試験Ｎｏ．Ｔ０３（合金Ｎｏ．Ｓ０１／工程Ｎｏ．Ａ１）の電子顕微鏡写真を示す。なお、図２，３の観察箇所は同一ではない。銅合金においては、α相に存在する双晶と混同する恐れがあるが、α相中に存在するκ相は、κ相自身の幅が狭く、双晶は２つで１組になっているので、区別がつく。図２の金属顕微鏡写真において、α相内に、細長く直線的な針状の模様の相が認められる。図３の二次電子像（電子顕微鏡写真）において、明瞭に、α相内に存在する模様が、κ相であることが確認される。κ相の厚みは、約０．１〜約０．２μｍであった。
α相中での針状のκ相の量（数）は、金属顕微鏡で判断した。金属構成相の判定（金属組織観察）で撮影された倍率５００倍または１０００倍の５視野の顕微鏡写真を用いた。縦が約７０ｍｍ、横が約９０ｍｍの拡大視野において、針状のκ相の数を測定し、５視野の平均値を求めた。針状のκ相の数の５視野での平均値が５以上４９未満の場合、針状のκ相を有すると判断し、“△”と表記した。針状のκ相の数の５視野での平均値が５０を超える場合、多くの針状のκ相を有すると判断し、“○”と表記した。針状のκ相の数の５視野での平均値が４以下の場合、針状のκ相をほとんど有していないと判断し、“×”と表記した。写真で確認できない針状のκ１相の数は含めなかった。【０１２７】
（κ相に含有されるＳｎ量、Ｐ量）
κ相に含有されるＳｎ量、Ｐ量をＸ線マイクロアナライザーで測定した。測定には、日本電子製「ＪＸＡ−８２００」を用いて、加速電圧２０ｋＶ、電流値３．０×１０−８Ａの条件で行った。
試験Ｎｏ．Ｔ０３（合金Ｎｏ．Ｓ０１／工程Ｎｏ．Ａ１）、試験Ｎｏ．Ｔ２７（合金Ｎｏ．Ｓ０１／工程Ｎｏ．ＢＨ３）、試験Ｎｏ．Ｔ０１（合金Ｎｏ．Ｓ０１／工程Ｎｏ．ＡＨ１）について、Ｘ線マイクロアナライザーで、各相のＳｎ、Ｃｕ、Ｓｉ、Ｐの濃度の定量分析を行った結果を表１３〜表１５に示す。
μ相については、ＪＳＭ−７０００Ｆに付属のＥＤＳで測定し、視野内で短辺の長さが、大きい部分を測定した。【０１２８】
【表１３】
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【０１２９】
【表１４】
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【０１３０】
【表１５】
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【０１３１】
上述の測定結果から、以下のような知見を得た。
１）κ相へのＳｎの配分はα相の約１．３倍である。具体的には、γ相の割合が減少すると、κ相のＳｎ濃度は、０．４１ｍａｓｓ％から０．５３ｍａｓｓ％に、約１．３倍に高まる。
２）γ相のＳｎ濃度は、α相のＳｎ濃度の約１１倍から約１５倍である。
３）κ相、γ相、μ相のＳｉ濃度は、α相のＳｉ濃度に比べ、各々約１．６倍、約２．２倍、約２．７倍である。
４）μ相のＣｕ濃度は、α相、κ相、γ相、μ相に比べ高い。
５）γ相の割合が多くなると、必然的に、κ相のＳｎ濃度が低くなる。
６）κ相へのＰの配分はα相の約２倍である。
７）γ相、μ相のＰ濃度は、α相のＰ濃度の約３倍、約４倍である。【０１３２】
（機械的特性）
（引張強さ）
各試験材をＪＩＳ  Ｚ  ２２４１の１０号試験片に加工し、引張強さの測定を行った。熱間押出材或いは熱間鍛造材の引張強さが、５４０Ｎ／ｍｍ２以上、好ましくは５６０Ｎ／ｍｍ２以上であれば、快削性銅合金の中でも最高の水準であり、各分野で使用される部材の薄肉・軽量化を図ることができる。
なお、引張試験片の仕上げ表面粗さが、伸びや引張強さに影響を与える。このため、下記の条件を満たすように引張試験片を作製した。
（引張試験片の仕上げ面粗さの条件）
引張試験片の標点間の任意の場所の基準長さ４ｍｍ当たりの断面曲線において、Ｚ軸の最大値と最小値の差が２μｍ以下であること。断面曲線とは、測定断面曲線にカットオフ値λｓの低減フィルタを適用して得られる曲線をさす。
（高温クリープ）
各試験片から、ＪＩＳ  Ｚ  ２２７１の直径１０ｍｍのつば付き試験片を作製した。室温の０．２％耐力に相当する荷重を試験片にかけた状態で、１５０℃で１００時間経過後のクリープひずみを測定した。常温における標点間の伸びで、０．２％の塑性変形に相当する荷重を加え、この荷重をかけた状態で試験片を１５０℃、１００時間保持した後のクリープひずみが０．４％以下であれば良好である。このクリープひずみが０．３％以下であれば、銅合金では最高の水準であり、例えば、高温で使用されるバルブ、エンジンルームに近い自動車部品では、信頼性の高い材料として使用できる。
（衝撃特性）
衝撃試験では、押出棒材、鍛造材およびその代替材、鋳造材、連続鋳造棒材から、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２に準じたＵノッチ試験片（ノッチ深さ２ｍｍ、ノッチ底半径１ｍｍ）を採取した。半径２ｍｍの衝撃刃でシャルピー衝撃試験を行い、衝撃値を測定した。
なお、Ｖノッチ試験片とＵノッチ試験片で行ったときの衝撃値の関係は、以下のとおりである。
（Ｖノッチ衝撃値）＝０．８×（Ｕノッチ衝撃値）−３【０１３３】
（被削性）
被削性の評価は、以下のように、旋盤を用いた切削試験で評価した。
直径５０ｍｍ、４０ｍｍ、又は２５．５ｍｍの熱間押出棒材、直径２５ｍｍ（２４．４ｍｍ）の冷間抽伸材については、切削加工を施して直径を１８ｍｍとして試験材を作製した。鍛造材については、切削加工を施して直径を１４．５ｍｍとして試験材を作製した。ポイントノーズ・ストレート工具、特にチップブレーカーの付いていないタングステン・カーバイド工具を旋盤に取り付けた。この旋盤を用い、乾式下にて、すくい角−６度、ノーズ半径０．４ｍｍ、切削速度１５０ｍ／分、切削深さ１．０ｍｍ、送り速度０．１１ｍｍ／ｒｅｖの条件で、直径１８ｍｍ又は直径１４．５ｍｍの試験材の円周上を切削した。
工具に取り付けられた３部分から成る動力計（三保電機製作所製、ＡＳＴ式工具動力計ＡＳＴ−ＴＬ１００３）から発せられるシグナルが、電気的電圧シグナルに変換され、レコーダーに記録された。次にこれらのシグナルは切削抵抗（Ｎ）に変換された。従って、切削抵抗、特に切削の際に最も高い値を示す主分力を測定することにより、合金の被削性を評価した。
同時に切屑を採取し、切屑形状により被削性を評価した。実用の切削で最も問題となるのは、切屑が工具に絡みついたり、切屑が嵩張ることである。このため、切屑形状が１巻き以下の切屑しか生成しなかった場合を“○”（good）と評価した。切屑形状が１巻きを超えて３巻きまでの切屑が生成した場合を“△”（fair）と評価した。切屑形状が３巻きを超える切屑が生成した場合を“×”（poor）と評価した。このように、３段階の評価をした。
切削抵抗は、材料の強度、例えば、剪断応力、引張強さや０．２％耐力にも依存し、強度が高い材料ほど切削抵抗が高くなる傾向がある。切削抵抗がＰｂを１〜４％含有する快削黄銅棒の切削抵抗に対して約１０％高くなる程度であれば、実用上十分許容される。本実施形態においては、切削抵抗が１２５Ｎを境（境界値）として評価した。詳細には、切削抵抗が１２５Ｎより小さければ、被削性に優れる（評価：○）と評価した。切削抵抗が１２５Ｎ以上１５０Ｎより小さければ、被削性を“可（△）”と評価した。切削抵抗が１５０Ｎ以上であれば、“不可（×）”と評価した。因みに、５８ｍａｓｓ％Ｃｕ−４２ｍａｓｓ％Ｚｎ合金に対して工程Ｎｏ．Ｆ１を施して試料を製作して評価したところ、切削抵抗は１８５Ｎであった。
総合的な被削性の評価としては、切屑形状が良好（評価：○）で、かつ切削抵抗が低い（評価：○）材料は、被削性が優れる（excellent）と評価した。切屑形状と切削抵抗のうち一方が、△または可の場合は、条件付きで被削性が良好である（good）と評価した。切屑形状と切削抵抗のうち、一方が△または可であり、他方が×又は不可の場合は、被削性が不可（poor）であると評価した。なお、実施例の表には、総合的な被削性の評価の記載はない。【０１３４】
（熱間加工試験）
直径５０ｍｍ、直径４０ｍｍおよび直径２５．６ｍｍの棒材を切削によって直径１５ｍｍとし、長さ２５ｍｍに切断し、試験材を作製した。試験材を７４０℃又は６３５℃で２０分間保持した。次いで試験材を縦置きにして、熱間圧縮能力１０トン、電気炉が併設されているアムスラー試験機を用いて、ひずみ速度０．０２／秒、加工率８０％で高温圧縮し、厚み５ｍｍとした。
熱間加工性の評価は、倍率１０倍の拡大鏡を用い、０．２ｍｍ以上の開口した割れが観察された場合、割れ発生と判断した。７４０℃、６３５℃の２条件とも割れが発生しなかった時を“○”（good）と評価した。７４０℃で割れが発生したが６３５℃で割れが発生しなかった場合を“△”（fair）と評価した。７４０℃で割れが発生しなかったが６３５℃で割れが発生した場合を“▲”（fair）と評価した。７４０℃、６３５℃の２条件とも割れが発生した場合を“×”（poor）と評価した。
７４０℃、６３５℃の２条件で割れが発生しなかった場合、実用上の熱間押出、熱間鍛造に関し、実施上、多少の材料の温度低下が生じても、また、金型やダイスと材料が瞬時であるが接触し、材料の温度低下があっても、適正な温度で実施すれば、実用上問題は無い。７４０℃、６３５℃のいずれかの温度で割れが生じた場合、実用上の制約は受けるが、より狭い温度範囲で管理すれば、熱間加工が実施可能と判断される。７４０℃、６３５℃の両者の温度で、割れが生じた場合は、実用上問題があると判断される。【０１３５】
（脱亜鉛腐食試験１，２）
試験材が押出材の場合、試験材の暴露試料表面が押出し方向に対して垂直となるよう試験材をフェノール樹脂材に埋込んだ。試験材が鋳物材（鋳造棒）の場合、試験材の暴露試料表面が鋳物材の長手方向に対して垂直となるよう試験材をフェノール樹脂材に埋込んだ。試験材が鍛造材の場合、試験材の暴露試料表面が鍛造の流動方向に対して垂直となるようにしてフェノール樹脂材に埋込んだ。
試料表面を１２００番までのエメリー紙により研磨し、次いで、純水中で超音波洗浄してブロワーで乾燥した。その後、各試料を、準備した浸漬液に浸漬した。
試験終了後、暴露表面が、押出し方向、長手方向、又は鍛造の流動方向に対して直角を保つように、試料をフェノール樹脂材に再び埋め込んだ。次に、腐食部の断面が最も長い切断部として得られるように試料を切断した。続いて試料を研磨した。
金属顕微鏡を用い、５００倍の倍率で顕微鏡の視野１０ヶ所（任意の１０箇所の視野）にて、腐食深さを観察した。最も深い腐食ポイントが最大脱亜鉛腐食深さとして記録された。【０１３６】
脱亜鉛腐食試験１では、浸漬液として、以下の試験液１を準備して上記の作業を実施した。脱亜鉛腐食試験２では、浸漬液として、以下の試験液２を準備して上記の作業を実施した。
試験液１は、酸化剤となる消毒剤が過剰に投与され、ｐＨが低く厳しい腐食環境を想定し、さらにその腐食環境での加速試験を行うための溶液である。この溶液を用いると、その厳しい腐食環境での約７５〜１００倍の加速試験となることが推定される。本実施形態では、厳しい環境下での優れた耐食性を目指すため、最大腐食深さが８０μｍ以下であれば、耐食性は良好である。優れた耐食性が求められる場合は、最大腐食深さは、好ましくは６０μｍ以下であり、さらに好ましくは４０μｍ以下であると良いと推定される。
試験液２は、塩化物イオン濃度が高く、ｐＨが低く、厳しい腐食環境の水質を想定し、さらにその腐食環境での加速試験を行うための溶液である。この溶液を用いると、その厳しい腐食環境での約３０〜５０倍の加速試験となることが推定される。最大腐食深さが５０μｍ以下であれば、耐食性は良好である。優れた耐食性が求められる場合は、最大腐食深さは、好ましくは３５μｍ以下であり、さらに好ましくは２５μｍ以下であると良いと推定される。本実施例では、これらの推定値をもとに評価した。【０１３７】
脱亜鉛腐食試験１では、試験液１として、次亜塩素酸水（濃度３０ｐｐｍ、ｐＨ＝６．８、水温４０℃）を用いた。以下の方法で試験液１を調整した。蒸留水４０Ｌに市販の次亜塩素酸ナトリウム（ＮａＣｌＯ）を投入し、ヨウ素滴定法による残留塩素濃度が３０ｍｇ／Ｌになるように調整した。残留塩素は時間とともに、分解し減少するため、残留塩素濃度を常時ボルタンメトリー法により測定しながら、電磁ポンプにより次亜塩素酸ナトリウム投入量を電子制御した。ｐＨを６．８に下げるために二酸化炭素を流量調整しながら投入した。水温は４０℃になるように温度コントローラーにて調整した。このように残留塩素濃度、ｐＨ、水温を一定に保ちながら、試験液１中に試料を２ヶ月間保持した。次いで水溶液中から試料を取り出して、その脱亜鉛腐食深さの最大値（最大脱亜鉛腐食深さ）を測定した。【０１３８】
脱亜鉛腐食試験２では、試験液２として、表１６に示す成分の試験水を用いた。試験液２は、蒸留水に市販の薬剤を投入し調整した。腐食性の高い水道水を想定し、塩化物イオン８０ｍｇ／Ｌ、硫酸イオン４０ｍｇ／Ｌ、硝酸イオン３０ｍｇ／Ｌを投入した。アルカリ度および硬度は日本の一般的な水道水を目安にそれぞれ３０ｍｇ／Ｌ、６０ｍｇ／Ｌに調整した。ｐＨを６．３に下げるために二酸化炭素を流量調整しながら投入し、溶存酸素濃度を飽和させるために酸素ガスを常時投入した。水温は室温と同じ２５℃で行なった。このようにｐＨ、水温を一定に保ち、溶存酸素濃度を飽和状態としながら、試験液２中に試料を３ヶ月間保持した。次いで、水溶液中から試料を取出して、その脱亜鉛腐食深さの最大値（最大脱亜鉛腐食深さ）を測定した。【０１３９】
【表１６】
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【０１４０】
（脱亜鉛腐食試験３：ＩＳＯ６５０９脱亜鉛腐食試験）
本試験は、脱亜鉛腐食試験方法として、多くの国々で採用されており、ＪＩＳ規格においても、ＪＩＳ  Ｈ  ３２５０で規定されている。
脱亜鉛腐食試験１，２と同様に、試験材をフェノール樹脂材に埋込んだ。例えば暴露試料表面が押出材の押出し方向に対して直角となるようにしてフェノール樹脂材に埋込んだ。試料表面を１２００番までのエメリー紙により研磨し、次いで、純水中で超音波洗浄して乾燥した。
次いで、各試料を、１．０％の塩化第２銅２水和塩（ＣｕＣｌ２・２Ｈ２Ｏ）の水溶液（１２．７ｇ／Ｌ）中に浸漬し、７５℃の温度条件下で２４時間保持した。その後、水溶液中から試料を取出した。
暴露表面が押出し方向、長手方向、又は鍛造の流動方向に対して直角を保つように、試料をフェノール樹脂材に再び埋め込んだ。次に、腐食部の断面が最も長い切断部として得られるように試料を切断した。続いて試料を研磨した。
金属顕微鏡を用い、１００倍〜５００倍の倍率で、顕微鏡の視野１０ヶ所にて、腐食深さを観察した。最も深い腐食ポイントが最大脱亜鉛腐食深さとして記録された。
なお、ＩＳＯ  ６５０９の試験を行ったとき、最大腐食深さが２００μｍ以下であれば、実用上の耐食性に関して問題ないレベルとされている。特に優れた耐食性が求められる場合は、最大腐食深さは、好ましくは１００μｍ以下であり、さらに好ましくは５０μｍ以下とされている。
本試験において、最大腐食深さが２００μｍを超える場合は“×”（poor）と評価した。最大腐食深さが５０μｍ超え、２００μｍ以下の場合を“△”（fair）と評価した。最大腐食深さが５０μｍ以下の場合を“○”（good）と厳しく評価した。本実施形態は、厳しい腐食環境を想定しているために厳しい評価基準を採用し、評価が“○”である場合のみを、耐食性が良好であるとした。【０１４１】
（摩耗試験）
潤滑下でのアムスラー型摩耗試験、及び乾式下でのボールオンディスク摩擦摩耗試験の２種類の試験にて、耐摩耗性を評価した。使用した試料は、工程Ｎｏ．Ｃ０、Ｃ１、ＣＨ１、Ｅ２、Ｅ３で作製された合金である。
アムスラー型摩耗試験を以下の方法で実施した。室温で各サンプルを直径３２ｍｍに切削加工して上部試験片を作製した。またオーステナイトステンレス鋼（ＪＩＳ  Ｇ  ４３０３のＳＵＳ３０４）製の直径４２ｍｍの下部試験片（表面硬さＨＶ１８４）を用意した。荷重として４９０Ｎを付加して上部試験片と下部試験片を接触させた。油滴と油浴にはシリコンオイルを用いた。荷重を付加して上部試験片と下部試験片を接触させた状態で、上部試験片の回転数（回転速度）が１８８ｒｐｍであり、下部試験片の回転数（回転速度）が２０９ｒｐｍである条件で、上部試験片と下部試験片を回転させた。上部試験片と下部試験片の周速度差により摺動速度を０．２ｍ／ｓｅｃとした。上部試験片と下部試験片の直径及び回転数（回転速度）が異なることで、試験片を摩耗させた。下部試験片の回転回数が２５００００回となるまで上部試験片と下部試験片を回転させた。
試験後、上部試験片の重量の変化を測定し、以下の基準で耐摩耗性を評価した。摩耗による上部試験片の重量の減少量が０．２５ｇ以下の場合を“◎”（excellent）と評価した。上部試験片の重量の減少量が０．２５ｇを越え０．５ｇ以下の場合を“○”（good）と評価した。上部試験片の重量の減少量が０．５ｇを越え１．０ｇ以下の場合を“△”（fair）と評価した。上部試験片の重量の減少量が１．０ｇ越えの場合を“×”（poor）と評価した。この４段階で耐摩耗性を評価した。なお、下部試験片において、０．０２５ｇ以上の摩耗減量があった場合は、“×”と評価した。
因みに、同一の試験条件での５９Ｃｕ−３Ｐｂ−３８ＺｎのＰｂを含む快削黄銅の摩耗減量（摩耗による重量の減少量）は、１２ｇであった。【０１４２】
ボールオンディスク摩擦摩耗試験を以下の方法で実施した。粗さ＃２０００のサンドペーパーで試験片の表面を研磨した。この試験片上に、オーステナイトステンレス鋼（ＪＩＳ  Ｇ  ４３０３のＳＵＳ３０４）製の直径１０ｍｍの鋼球を、以下の条件で押し当てた状態で摺動させた。
（条件）
室温、無潤滑、荷重：４９Ｎ、摺動径：直径１０ｍｍ、摺動速度：０．１ｍ／ｓｅｃ、摺動距離：１２０ｍ。
試験後、試験片の重量の変化を測定し、以下の基準で耐摩耗性を評価した。摩耗による試験片の重量の減少量が４ｍｇ以下の場合を“◎”（excellent）と評価した。試験片の重量の減少量が４ｍｇを越え８ｍｇ以下の場合を“○”（good）と評価した。試験片の重量の減少量が８ｍｇを越え２０ｍｇ以下の場合を“△”（fair）と評価した。試験片の重量の減少量が２０ｍｇ越えの場合を“×”（poor）と評価した。この４段階で耐摩耗性を評価した。
因みに、同試験条件での５９Ｃｕ−３Ｐｂ−３８ＺｎのＰｂを含む快削黄銅の摩耗減量は、８０ｍｇであった。【０１４３】
（耐キャビテーション性）
キャビテーションとは、液体の流れの中で圧力差により短時間に泡の発生と消滅が起きる現象を言う。耐キャビテーション性とは、泡の発生と消滅による損傷の受け難さを意味する。
直接式磁わい振動試験により耐キャビテーション性を評価した。切削加工により試料の直径を１６ｍｍとし、次いで暴露試験面を＃１２００の耐水研磨紙で研摩し、試料を作製した。試料を振動子の先端にあるホーンに取り付けた。振動数：１８ｋＨｚ、振幅：４０μｍ、試験時間：２時間の条件で、試料を試験液中で超音波振動させた。試料表面を浸漬する試験液として、イオン交換水を用いた。イオン交換水を入れたビーカーを冷却し、水温を２０℃±２℃（１８℃〜２２℃）とした。試験前後の試料の重量を測定し、その重量差によって耐キャビテーション性を評価した。重量差（重量の減少量）が０．０３ｇを超えた場合、表面に損傷があり、耐キャビテーション性が乏しく不可と判断した。重量差（重量の減少量）が０．００５ｇを超え０．０３ｇ以下の場合、表面損傷も軽微であり、耐キャビテーション性が良いと考えられる。しかし、本実施形態は優れた耐キャビテーション性を目指すので不可と判断した。重量差（重量の減少量）が０．００５ｇ以下の場合、ほとんど表面の損傷もなく、耐キャビテーション性に優れていると判断した。重量差（重量の減少量）が０．００３ｇ以下の場合、耐キャビテーション性に特に優れていると判断できる。
因みに、同じ試験条件で５９Ｃｕ−３Ｐｂ−３８ＺｎのＰｂを含む快削黄銅を試験した結果、重量の減少量は、０．１０ｇであった。【０１４４】
（耐エロージョンコロージョン性）
エロージョンコロージョンとは、流体による化学的な腐食現象と、物理的な削り取られ現象が組み合わさり、局所的に急速に腐食が進む現象を言う。耐エロージョンコロージョン性は、この腐食の受け難さを意味する。
試料表面を直径２０ｍｍのフラットな真円形状とし、次いで、表面を♯２０００のエメリー紙により研磨し、試料を作製した。口径１．６ｍｍのノズルを使用して、約９ｍ／秒（試験方法１）の流速又は約７ｍ／秒（試験方法２）の流速で試験水を試料に当てた。詳細には、試料表面の中心に、試料表面と垂直方向から水を当てた。また、ノズル先端と試料表面の中心との間の距離を０．４ｍｍとした。この条件で試料に試験水を３３６時間当てた後の腐食減量を測定した。
試験水として、次亜塩素酸水（濃度３０ｐｐｍ、ｐＨ＝７．０、水温４０℃）を用いた。試験水は、以下の方法により作製した。蒸留水４０Ｌに市販の次亜塩素酸ナトリウム（ＮａＣｌＯ）を投入した。ヨウ素滴定法による残留塩素濃度が３０ｍｇ／Ｌになるように次亜塩素酸ナトリウムの量を調整した。残留塩素は時間とともに分解し減少する。このため、残留塩素濃度を常時ボルタンメトリー法により測定しながら、電磁ポンプにより次亜塩素酸ナトリウム投入量を電子制御した。ｐＨを７．０に下げるために二酸化炭素を流量調整しながら投入した。水温は４０℃になるように温度コントローラーにて調整した。このように残留塩素濃度、ｐＨ、水温を一定に保った。
試験方法１において、腐食減量が１００ｍｇを超えた場合、耐エロージョンコロージョン性が悪いと評価した。腐食減量が６０ｍｇ超え、１００ｍｇ以下の場合、耐エロージョンコロージョンが良好であると評価した。腐食減量が３５ｍｇ超え、６０ｍｇ以下の場合、耐エロージョンコロージョンが優れると評価した。腐食減量が３５ｍｇ以下の場合、耐エロージョンコロージョンが特に優れると評価した。
同様に試験方法２において、腐食減量が７０ｍｇを超えた場合、耐エロージョンコロージョン性が悪いと評価した。腐食減量が４５ｍｇ超え、７０ｍｇ以下の場合、耐エロージョンコロージョンが良好であると評価した。腐食減量が３０ｍｇ超え、４５ｍｇ以下の場合、耐エロージョンコロージョンが優れると評価した。腐食減量が３０ｍｇ以下の場合、耐エロージョンコロージョンが特に優れると評価した。【０１４５】
評価結果を表１７〜表５２に示す。
試験Ｎｏ．Ｔ０１〜Ｔ１５６は、実操業の実験での結果である。試験Ｎｏ．Ｔ２０１〜Ｔ２６２は、実験室の実験での実施例に相当する結果である。試験Ｎｏ．Ｔ３０１〜Ｔ３４０は、実験室の実験での比較例に相当する結果である。
工程Ｎｏ．に“ＥＨ１、Ｅ２”又は“Ｅ１、Ｅ３”と記載された試験に関して、摩耗試験は、工程Ｎｏ．Ｅ２又はＥ３で作製された試料を用いて実施した。摩耗試験を除く腐食試験、機械的性質などのすべての試験、および金属組織の調査は、工程Ｎｏ．ＥＨ１又はＥ１で作製された試料を用いて実施した。
備考欄に“押出割れ”と記載された試料では、所定の量を押出すことができなかった。そして表面の割れ部を除去して試験を実施した。【０１４６】
【表１７】
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【０１４７】
【表１８】
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【０１４８】
【表１９】
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【０１４９】
【表２０】
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【０１５０】
【表２１】
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【０１５１】
【表２２】
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【０１５２】
【表２３】
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【０１５３】
【表２４】
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【０１５４】
【表２５】
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【０１５５】
【表２６】
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【０１５６】
【表２７】
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【０１５７】
【表２８】
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【０１５８】
【表２９】
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【０１５９】
【表３０】
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【０１６０】
【表３１】
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【０１６１】
【表３２】
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【０１６２】
【表３３】
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【０１６３】
【表３４】
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【０１６４】
【表３５】
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【０１６５】
【表３６】
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【０１６６】
【表３７】
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【０１６７】
【表３８】
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【０１６８】
【表３９】
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【０１６９】
【表４０】
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【０１７０】
【表４１】
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【０１７１】
【表４２】
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【０１７２】
【表４３】
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【０１７３】
【表４４】
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【０１７４】
【表４５】
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【０１７５】
【表４６】
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【０１７６】
【表４７】
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【０１７７】
【表４８】
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【０１７８】
【表４９】
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【０１７９】
【表５０】
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【０１８０】
【表５１】
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【０１８１】
【表５２】
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【０１８２】
以上の実験結果は、以下のとおりに纏められる。
１）本実施形態の組成を満足し、組成関係式ｆ１、ｆ２、ｆ３、金属組織の要件、および組織関係式ｆ４〜ｆ７を満たすことにより、少量のＰｂの含有で、良好な被削性が得られ、良好な熱間加工性、過酷な環境下での優れた耐食性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性、且つ高強度で、良好な衝撃特性、高温特性、耐摩耗性、高い強度指数を持ち合せる熱間押出材、熱間鍛造材が得られることが確認できた（合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ０２、Ｓ０３、Ｓ１１〜Ｓ２６）。
２）Ｓｂ、Ａｓの含有は、さらに過酷な条件下での耐食性を向上させることが確認できた（合金Ｎｏ．Ｓ３１〜Ｓ３４）。
３）Ｂｉの含有により、さらに切削抵抗が低くなることが確認できた（合金Ｎｏ．Ｓ３１〜Ｓ３３）。【０１８３】
４）Ｃｕ含有量が少ないと、被削性は良好であったが、耐食性、衝撃特性、高温特性が悪くなった。逆にＣｕ含有量が多いと、被削性、熱間加工性が悪くなった（合金Ｎｏ．Ｓ５１、Ｓ２３、Ｓ１７、Ｓ５３等）。
５）Ｓｎ含有量が０．８４ｍａｓｓ％より多いと、γ相の面積率が２％より多くなり、耐キャビテーション、耐エロージョンコロージョンは良好であったが、衝撃特性、強度指数が悪くなった。一方、Ｓｎ含有量が０．３６ｍａｓｓ％より少ないと、耐キャビテーション、耐エロージョンコロージョン性が悪かった（合金Ｎｏ．Ｓ５９、Ｓ６６〜Ｓ６８、Ｓ７３、Ｓ７４）。
６）Ｐ含有量が多いと、衝撃特性が悪くなった。一方、Ｐ含有量が少ないと、過酷な環境下での脱亜鉛腐食深さが大きかった（合金Ｎｏ．Ｓ０２、Ｓ０３、Ｓ２６、Ｓ６１、Ｓ７３、Ｓ７４、Ｓ７８）。
７）実操業で行われる程度の不可避不純物を含有しても、諸特性に大きな影響を与えないことが確認できた（合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ０２、Ｓ０３）。但し、試験Ｎｏ．Ｔ６５、Ｔ８１、Ｔ９５、Ｔ１０４（合金Ｎｏ．Ｓ０２／工程Ｎｏ．Ａ４、Ｂ１、Ｄ３、Ｅ２等）において、主としてＳｉとのＦｅの金属間化合物が面積率で約０．１％認められた。
８）本実施形態の組成範囲外であるが、不可避不純物の限度を超えるＦｅを含有すると、ＦｅとＳｉの金属間化合物、或いはＦｅとＰの金属間化合物を形成し、被削性能が少し低くなった（合金Ｎｏ．Ｓ７９、Ｓ８１）。【０１８４】
９）組成関係式ｆ１の値が、７４．４以上、７４．６以上で、７８．２以下、さらには、７７．８以下であると、Ｓｎを０．３６〜０．８４％含有しても、γ相率が、２％以下のものが得られ、被削性、耐食性、強度、衝撃特性、高温特性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョンの良好であった。（合金Ｎｏ．Ｓ０１〜Ｓ０３、Ｓ１１〜Ｓ２７、工程Ｎｏ．Ｅ１、Ｆ１等）。
１０）組成関係式ｆ２の値が低いと、γ相が多くなり、被削性は、良好であったが、高温側での熱間加工性、耐食性、衝撃特性、高温特性が悪くなった。組成関係式ｆ２の値が高いと、熱間加工性が悪くなり、熱間押出で問題が生じた。また、被削性が悪くなり、γ相の長辺の長さの長いものが多くなった（合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ５３、Ｓ５６〜Ｓ５８、Ｓ６５、Ｓ７０）。【０１８５】
１１）金属組織において、γ相の面積率が２％より多いと、または、γ相の長辺の長さが５０μｍより長いと、被削性は良好であったが、耐食性、衝撃特性、高温特性、引張強さ、強度指数が悪くなった。特にγ相が多いと、過酷な環境下での脱亜鉛腐食試験においてγ相の選択腐食が生じた（合金Ｎｏ．Ｓ０１、工程Ｎｏ．ＡＨ１、ＡＨ２、ＡＨ６、Ｃ０、ＤＨ１、ＤＨ５、ＥＨ１、Ｅ１、ＦＨ１、Ｅ２）。また、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョンも悪くなった。γ相率が、１．５％以下、更には０．８％以下、そしてγ相の長辺の長さが４０μｍ以下、さらには、３０μｍ以下であると、耐食性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性、衝撃特性、高温特性、引張強さ、強度指数がさらによくなった（合金Ｎｏ．Ｓ０１〜Ｓ０３、Ｓ１１〜Ｓ２７）。
μ相の面積率が２％より多いと、耐食性、衝撃特性、高温特性、強度指数が悪くなった。過酷な環境下での脱亜鉛腐食試験において、粒界腐食やμ相の選択腐食が生じた（合金Ｎｏ．Ｓ０１、工程Ｎｏ．ＡＨ４、ＡＨ８、ＢＨ３）。また、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性も少し悪くなった。μ相率が、１．０％以下、更には０．５％以下、そしてμ相の長辺の長さが１５μｍ以下、さらには、５μｍ以下であると、耐食性、衝撃特性、高温特性、引張強さ、強度指数がさらによくなった（合金Ｎｏ．Ｓ０１〜Ｓ０３）。
β相の面積率が０．３％より多いと、耐食性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性、衝撃特性、高温特性、耐摩耗性が悪くなった（合金Ｎｏ．Ｓ２２、Ｓ５７）。
κ相の面積率が６５％より多いと、被削性、衝撃特性、熱間加工性が悪くなった。一方、κ相の面積率が３０％より少ないと、被削性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性、耐摩耗性が悪かった（合金Ｎｏ．Ｓ７６、Ｓ６０、工程Ｎｏ．Ｆ１）。
α相内にκ相が存在し、κ相の存在が増加すると、強度、強度指数、耐摩耗性、被削性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性が向上した（合金Ｎｏ．Ｓ５５、Ｓ２３、Ｓ２４、Ｓ６７、Ｓ０３、工程Ｎｏ．ＡＨ１、ＡＨ２、Ａ１、Ａ６）。針状のκ相が存在しない場合、耐摩耗性が悪かった（合金Ｎｏ．Ｓ５５）。【０１８６】
１２）組織関係式ｆ６＝（γ）＋（μ）が３％を超えると、またはｆ４＝（α）＋（κ）が９６．５％より小さいと、耐食性、衝撃特性、高温特性が悪くなった（合金Ｎｏ．Ｓ６５、Ｓ６９、Ｓ７１）。
組織関係式ｆ７＝１．０５（κ）＋６×（γ）１／２＋０．５×（μ）が７２より大きいと、被削性が悪かった（合金Ｎｏ．Ｓ５４）。
γ相の面積率が２％を超える場合、組織関係式ｆ７の値に関わらず、切削抵抗が低く、切り屑の形状も良好な物が多かった（合金Ｎｏ．Ｓ５１、Ｓ５２、Ｓ７１等）。【０１８７】
１３）κ相に含有されるＳｎ量が０．４ｍａｓｓ％より低いと、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性が悪くなった。合金に含有されるＳｎ含有量が、０．３６％以上、さらに０．４％以上であっても、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性が悪い場合もあった。（合金Ｎｏ．Ｓ５１、Ｓ５５、Ｓ５６、Ｓ６０等）。
β相、μ相が存在すると、κ相中のＳｎ濃度がほぼ同じであっても、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性が悪くなった（合金Ｎｏ．Ｓ１、２、Ｓ５７、工程Ａ１、ＡＨ４）。
合金中のＳｎ含有量が同じであっても、γ相の占める割合により、κ相中のＳｎ濃度が大きく異なり、エロージョンコロージョン試験の減量（耐エロージョンコロージョン性）に大きな差が生じた（合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ０２、Ｓ０３の工程Ｎｏ．ＡＨ１とＡ１、及び合金Ｎｏ．Ｓ１４、Ｓ２２の工程Ｎｏ．ＥＨ１とＥ１等）。
耐エロージョンコロージョン性は、ｆ１、ｆ２、ｆ３、α相内の針状のκ相の有無に影響されるが、概ねκ相中のＳｎ濃度に依存しているように思われる。なお、κ相中のＳｎ濃度の約０．４％〜約０．５５％が、クリティカルなＳｎ量のように思われる（合金Ｎｏ．Ｓ０１〜Ｓ０３、Ｓ１１〜Ｓ２７）。
また、ほぼ同じκ相率の場合、κ相のＳｎ濃度が低いと、切削抵抗が高くなった（合金Ｎｏ．Ｓ７３、Ｓ２３等）。
ｆ３＝Ｐ／Ｓｎが、０．３５より大きいと、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性が悪くなった（合金Ｎｏ．Ｓ６１、Ｓ６３）。ｆ３が０．０９より低いと、衝撃特性が悪くなった（合金Ｎｏ．Ｓ７８）。
耐摩耗性は、２種類の方法で実施したが、κ相の割合が高い場合やγ相、μ相の割合が高い場合、ボールオンディスクの方法で実施すると少し悪く、κ相の割合が高い場合、アムスラーの方法で実施すると少し良かった。本実施形態に規定している各相の相率を満たすと、良い結果が得られた（合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ０２、Ｓ０３、Ｓ２４、Ｓ５４、Ｓ５７、工程Ｎｏ．Ｃ０、Ｃ１、ＣＨ１）。
１４）組成の要件、金属組織の要件をすべて満たしておれば、引張強さが５４０Ｎ／ｍｍ２以上、室温での０．２％耐力を負荷して１５０℃で１００時間保持したときのクリープひずみが０．４％以下であり、大部分が０．３％以下で良好であった（合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ０２、Ｓ０３等）。
１５）組成の要件、金属組織の要件をすべて満たしておれば、シャルピー衝撃試験値が１２Ｊ／ｃｍ２以上であった。また、冷間加工を施していない場合、大部分は、シャルピー衝撃試験値が１４Ｊ／ｃｍ２以上であった。但し、顕微鏡の倍率では観察されないμ相の長辺の長さが長くなると、衝撃特性が悪くなった（合金Ｎｏ．Ｓ０１、工程Ｎｏ．Ａ３、Ａ４、ＡＨ３）。【０１８８】
１６）量産設備を用いた材料と実験室で作成した材料の評価では、ほぼ同じ結果が得られた（合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ０２、工程Ｎｏ．Ｆ１、Ｅ１）。
５８０℃で押出した材料は、何れも表面にうろこ状の割れが発生し、最後まで押出できなかったので、中止した。実験の押出設備を用いた時、一部の合金で表面にうろこ状の割れが発生し、表面状態が良好な合金より、十分な長さに押出することができなかったが、欠陥部分を除去し、評価を進めた。
１７）製造条件について、１）熱間加工温度が６００℃以上、７４０℃以下で行われ、熱間加工材を５１０℃〜５７５℃で、２０分以上、４８０分以下で熱処理後、４７０℃から３８０℃までの温度範囲における平均冷却速度が２．５℃／分超え６００℃／分未満の範囲内で行う、または２）６２０℃以下の熱処理後、５７５℃から５１０℃の平均冷却速度を２．５℃／分以下で行い、４７０℃から３８０℃までの温度範囲における平均冷却速度が２．５℃／分超え６００℃／分未満の範囲内で行う、或いは３）鍛造後の冷却において、５７５℃から５１０℃の平均冷却速度を２．５℃／分以下で行い、４７０℃から３８０℃までの温度範囲における平均冷却速度が２．５℃／分超え６００℃／分未満の範囲内で行うと、各々、過酷な環境下での優れた耐食性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性を備え、良好な強度、強度指数、衝撃特性、高温特性を持ち合せる熱間押出材、熱間鍛造材得られることが確認できた。鍛造素材として連続鋳造棒を用いても良好な特性を備える鍛造品が得られた（合金Ｎｏ．Ｓ０１、工程Ｎｏ．Ａ１〜Ａ９、Ｄ１〜Ｄ７、Ｆ１〜Ｆ５）。
熱処理の時間と温度の関係では、実質的に、熱処理の時間：ｔと熱処理の温度Ｔの関係を数式に表すと、（Ｔ−５００）×ｔ（但し、Ｔが５４０℃以上の場合は５４０とする）が８００以上であり、さらには、１２００以上であると、より優れた材料が得られた（工程Ｎｏ．Ａ５〜Ａ９）。この計算式は、連続熱処理方法での熱処理においても適用できる。【０１８９】
１８）冷間加工後、或は、熱間加工後、低温焼鈍する場合は、２４０℃以上３４０℃以下温度で１０分から３００分加熱し、加熱温度をＴ℃、加熱時間をｔ分とする時、１５０≦（Ｔ−２２０）×（ｔ）１／２≦１２００の条件で熱処理すると、過酷な環境下での優れた耐食性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性を備え、良好な衝撃特性、高温特性を持ち合せる冷間加工材、熱間加工材が得られることが確認できた（合金Ｎｏ．Ｓ０１、工程Ｎｏ．Ｂ１〜Ｂ３）。
工程の中に４〜１０％の加工率の冷間工程が含まれると（冷間抽伸後熱処理、熱処理後冷間抽伸）、元の押出材や冷間加工を含まないものに比べ、引張強さが、４０Ｎ／ｍｍ２以上向上し、強度指数が大幅に向上した。冷間加工後、５１０℃〜５７５℃で熱処理すると、引張強さと衝撃特性の両方とも、熱間押出材に比べ向上した（合金Ｎｏ．Ｓ０１、工程Ｎｏ．ＡＨ１、ＡＨ２、Ａ１、Ａ１０〜１２）。【０１９０】
１９）試験Ｎｏ．Ｔ１８（合金Ｎｏ．Ｓ０１、工程Ｎｏ．ＡＨ９）及び試験Ｎｏ．Ｔ６０（合金Ｎｏ．Ｓ０２、工程Ｎｏ．ＡＨ９）においては、表面にうろこ状の小さな割れが発生し、十分な押出ができず、その後の評価を中止した。
また、試験Ｎｏ．Ｔ２５（合金Ｎｏ．Ｓ０１、工程Ｎｏ．ＢＨ１）及び試験Ｎｏ．Ｔ８４（合金Ｎｏ．Ｓ０２、工程Ｎｏ．ＢＨ１）においては、矯正が不十分で低温焼鈍が不適であり、品質上問題が生じた。【０１９１】
以上のことから、本実施形態の合金のように、各添加元素の含有量および各組成関係式、金属組織、各組織関係式が適正な範囲にある本実施形態の合金は、熱間加工性（熱間押出、熱間鍛造）に優れ、耐食性、被削性も良好である。また、本実施形態の合金において優れた特性を得るためには、熱間押出および熱間鍛造での製造条件、熱処理での条件を適正範囲とすることで達成できる。【０１９２】
（実施例２）
本実施形態の比較例である合金に関して、８年間過酷な水環境下で使用された銅合金Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金鋳物（試験Ｎｏ．Ｔ４０１／合金Ｎｏ．Ｓ１０１）を入手した。なお、使用された環境の水質などの詳細な資料は無い。実施例１と同様の方法で、試験Ｎｏ．Ｔ４０１の組成、金属組織の分析を行った。また金属顕微鏡を用いて断面の腐食状態を観察した。詳細には、暴露表面が長手方向に対して直角を保つように、試料をフェノール樹脂材に埋め込んだ。次に、腐食部の断面が最も長い切断部として得られるように試料を切断した。続いて試料を研磨した。金属顕微鏡を用いて断面を観察した。また最大腐食深さを測定した。
次に、試験Ｎｏ．Ｔ４０１と同様の組成及び作製条件で、類似の合金鋳物を作製した（試験Ｎｏ．Ｔ４０２／合金Ｎｏ．Ｓ１０２）。類似の合金鋳物（試験Ｎｏ．Ｔ４０２）について、実施例１に記載の組成、金属組織の分析、機械的特性などの評価（測定）、及び脱亜鉛腐食試験１〜３を行った。そして、試験Ｎｏ．Ｔ４０１の実際の水環境による腐食状態と、試験Ｎｏ．Ｔ４０２の脱亜鉛腐食試験１〜３の加速試験による腐食状態とを比較し、脱亜鉛腐食試験１〜３の加速試験の妥当性を検証した。
また、実施例１に記載の本実施形態の合金（試験Ｎｏ．Ｔ８８／合金Ｎｏ．Ｓ０２／工程Ｎｏ．Ｃ１）の脱亜鉛腐食試験１の評価結果（腐食状態）と、試験Ｎｏ．Ｔ４０１の腐食状態や試験Ｎｏ．Ｔ４０２の脱亜鉛腐食試験１の評価結果（腐食状態）とを比較し、試験Ｎｏ．Ｔ８８の耐食性を考察した。【０１９３】
試験Ｎｏ．Ｔ４０２は、以下の方法で作製した。
試験Ｎｏ．Ｔ４０１（合金Ｎｏ．Ｓ１０１）とほぼ同じ組成となるように原料を溶解し、鋳込み温度１０００℃で、内径φ４０ｍｍの鋳型に鋳込み、鋳物を作製した。その後、鋳物は、５７５℃〜５１０℃の温度領域を約２０℃／分の平均冷却速度で冷却され、次いで、４７０℃から３８０℃の温度領域を約１５℃／分の平均冷却速度で冷却された。以上により、試験Ｎｏ．Ｔ４０２の試料を作製した。
組成、金属組織の分析方法、機械的特性などの測定方法、及び脱亜鉛腐食試験１〜３の方法は、実施例１に記載された通りである。
得られた結果を表５３〜表５５及び図４に示す。【０１９４】
【表５３】
2018034281.tif 000055
【０１９５】
【表５４】
2018034281.tif 000056
【０１９６】
【表５５】
2018034281.tif 000057
【０１９７】
８年間過酷な水環境下で使用された銅合金鋳物（試験Ｎｏ．Ｔ４０１）では、少なくともＳｎ、Ｐの含有量が本実施形態の範囲外である。
図４（ａ）は、試験Ｎｏ．Ｔ４０１の断面の金属顕微鏡写真を示す。
試験Ｎｏ．Ｔ４０１は、８年間過酷な水環境下で使用されたが、この使用環境により生じた腐食の最大腐食深さは、１３８μｍであった。
腐食部の表面では、α相、κ相に関わらず脱亜鉛腐食が生じていた（表面から平均で約１００μｍの深さ）。
α相、κ相が腐食されている腐食部分の中で、内部に向かうにしたがって、健全なα相が存在していた。
α相、κ相の腐食深さは一定ではなく凹凸があるが、大まかにその境界部から内部に向かって、腐食は、γ相のみに起こっていた（α相、κ相が腐食されている境界部分から、内部に向かって約４０μｍの深さ：局所的に生じているγ相のみの腐食）。【０１９８】
図４（ｂ）は、試験Ｎｏ．Ｔ４０２の脱亜鉛腐食試験１の後の断面の金属顕微鏡写真を示す。
最大腐食深さは、１４６μｍであった。
腐食部の表面では、α相、κ相に関わらず脱亜鉛腐食が生じていた（表面から平均で約１００μｍの深さ）。
その中で、内部に向かうにしたがって、健全なα相が存在していた。
α相、κ相の腐食深さは一定ではなく凹凸があるが、大まかにその境界部から内部に向かって、腐食は、γ相のみに起こっていた（α相、κ相が腐食されている境界部分から、局所的に生じているγ相のみの腐食の長さは約４５μｍであった）。【０１９９】
図４（ａ）の８年間の過酷な水環境により生じた腐食と、図４（ｂ）の脱亜鉛腐食試験１により生じた腐食とは、ほぼ同じ腐食形態であることがわかった。またＳｎ、Ｐの量が本実施形態の範囲を満たしていないために、水や試験液と接する部分では、α相とκ相の両者が腐食し、腐食部の先端では、所々でγ相が選択的に腐食していた。なお、κ相中のＳｎ及びＰの濃度は低かった。
試験Ｎｏ．Ｔ４０１の最大腐食深さは、試験Ｎｏ．Ｔ４０２の脱亜鉛腐食試験１での最大腐食深さよりも少し浅かった。しかし、試験Ｎｏ．Ｔ４０１の最大腐食深さは、試験Ｎｏ．Ｔ４０２の脱亜鉛腐食試験２での最大腐食深さよりも少し深かった。実際の水環境による腐食の度合いは水質の影響を受けるが、脱亜鉛腐食試験１，２の結果と、実際の水環境による腐食結果とは、腐食形態及び腐食深さの両者で概ね一致した。従って、脱亜鉛腐食試験１，２の条件は、妥当であり、脱亜鉛腐食試験１，２では、実際の水環境による腐食結果とほぼ同等の評価結果が得られることが分かった。
また、腐食試験方法１，２の加速試験の加速率は、実際の厳しい水環境による腐食と概ね一致し、このことは、腐食試験方法１，２が、厳しい環境を想定したものであることの裏付けであると思われる。
試験Ｎｏ．Ｔ４０２の脱亜鉛腐食試験３（ＩＳＯ６５０９脱亜鉛腐食試験）の結果は、“○”（good）であった。このため、脱亜鉛腐食試験３の結果は、実際の水環境による腐食結果とは、一致していなかった。
脱亜鉛腐食試験１の試験時間は２ヶ月であり、約７５〜１００倍の加速試験である。脱亜鉛腐食試験２の試験時間は３ヶ月であり、約３０〜５０倍の加速試験である。これに対して、脱亜鉛腐食試験３（ＩＳＯ６５０９脱亜鉛腐食試験）の試験時間は２４時間であり、約１０００倍以上の加速試験である。
脱亜鉛腐食試験１，２のように、実際の水環境に、より近い試験液を用い、２，３ヶ月の長時間で試験を行うことによって、実際の水環境による腐食結果とほぼ同等の評価結果が得られたと考えられる。
特に、試験Ｎｏ．Ｔ４０１の８年間の過酷な水環境による腐食結果や、試験Ｎｏ．Ｔ４０２の脱亜鉛腐食試験１，２の腐食結果では、表面のα相、κ相の腐食と共にγ相が腐食していた。しかし、脱亜鉛腐食試験３（ＩＳＯ６５０９脱亜鉛腐食試験）の腐食結果では、γ相がほとんど腐食していなかった。このため、脱亜鉛腐食試験３（ＩＳＯ６５０９脱亜鉛腐食試験）では、表面のα相、κ相の腐食と共にγ相の腐食が適切に評価できず、実際の水環境による腐食結果と一致しなかったと考えられる。【０２００】
図４（ｃ）は、試験Ｎｏ．Ｔ８８（合金Ｎｏ．Ｓ０２／工程Ｎｏ．Ｃ１）の脱亜鉛腐食試験１の後の断面の金属顕微鏡写真を示す。
表面付近では、表面に露出しているγ相のみが腐食されていた。α相、κ相は健全であった（腐食されていなかった）。試験Ｎｏ．Ｔ８８では、γ相の長辺の長さが、γ相の量と共に、腐食深さを決定する大きな要因の１つであると考えられる。
図４（ａ），（ｂ）の試験Ｎｏ．Ｔ４０１，Ｔ４０２に比べて、図４（ｃ）の本実施形態の試験Ｎｏ．Ｔ８８では、表面付近のα相およびκ相の腐食が、全くないかあるいは大幅に抑制されていることが分かる。これは、腐食形態の観察結果より、κ相中のＳｎ含有量が０．６８％に達し、κ相の耐食性が高まったためであると考えられる。
【産業上の利用可能性】
【０２０１】
本発明の快削性銅合金は、熱間加工性（熱間押出性および熱間鍛造性）に優れ、耐食性、被削性に優れる。このため、本発明の快削性銅合金は、給水栓、バルブ、継手などの人や動物が毎日摂取する飲料水に使用される器具、バルブ、継手などの電気・自動車・機械・工業用配管部材、液体と接触する器具、部品に好適である。
具体的には、飲料水、排水、工業用水が流れる、給水栓金具、混合水栓金具、排水金具、水栓ボディー、給湯機部品、エコキュート部品、ホース金具、スプリンクラー、水道メーター、止水栓、消火栓、ホースニップル、給排水コック、ポンプ、ヘッダー、減圧弁、弁座、仕切り弁、弁、弁棒、ユニオン、フランジ、分岐栓、水栓バルブ、ボールバルブ、各種バルブ、配管継手、例えばエルボ、ソケット、チーズ、ベンド、コネクタ、アダプター、ティー、ジョイントなどの名称で使用されているものの構成材等として好適に適用できる。
また、自動車部品として用いられる、ソレノイドバルブ、コントロールバルブ、各種バルブ、ラジエータ部品、オイルクーラー部品、シリンダ、機械用部材として、配管継手、バルブ、弁棒、熱交換器部品、給排水コック、シリンダ、ポンプ、工業用配管部材として、配管継手、バルブ、弁棒などに好適に適用できる。
【図１】
2018034281.tif 000058
【図２】
2018034281.tif 000059
【図３】
2018034281.tif 000060
【図４】
2018034281.tif 000061
【手続補正書】
【提出日】平成30年5月28日(2018.5.28)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
冷間加工及び熱間加工のいずれか一方又は両方が施されてなる快削性銅合金加工材であって、
７６．０ｍａｓｓ％以上７９．０ｍａｓｓ％以下のＣｕと、３．１ｍａｓｓ％以上３．６ｍａｓｓ％以下のＳｉと、０．３６ｍａｓｓ％以上、０．８４ｍａｓｓ％以下のＳｎと、０．０６ｍａｓｓ％以上０．１４ｍａｓｓ％以下のＰと、０．０２２ｍａｓｓ％以上、０．１０ｍａｓｓ％以下のＰｂと、を含み、残部がＺｎ及び不可避不純物からなり、
前記不可避不純物であるＦｅ，Ｍｎ，Ｃｏ，及びＣｒの合計量は、０．０８ｍａｓｓ％未満であり、
Ｃｕの含有量を［Ｃｕ］ｍａｓｓ％、Ｓｉの含有量を［Ｓｉ］ｍａｓｓ％、Ｓｎの含有量を［Ｓｎ］ｍａｓｓ％、Ｐの含有量を［Ｐ］ｍａｓｓ％、Ｐｂの含有量を［Ｐｂ］ｍａｓｓ％とした場合に、
７４．４≦ｆ１＝［Ｃｕ］＋０．８×［Ｓｉ］−８．５×［Ｓｎ］＋［Ｐ］＋０．５×［Ｐｂ］≦７８．２、
６１．２≦ｆ２＝［Ｃｕ］−４．４×［Ｓｉ］−０．７×［Ｓｎ］−［Ｐ］＋０．５×［Ｐｂ］≦６２．８、
０．０９≦ｆ３＝［Ｐ］／［Ｓｎ］≦０．３５、
の関係を有するとともに、
金属組織の構成相において、α相の面積率を（α）％、β相の面積率を（β）％、γ相の面積率を（γ）％、κ相の面積率を（κ）％、μ相の面積率を（μ）％とした場合に、
３０≦（κ）≦６５、
０≦（γ）≦２．０、
０≦（β）≦０．３、
０≦（μ）≦２．０、
９６．５≦ｆ４＝（α）＋（κ）、
９９．４≦ｆ５＝（α）＋（κ）＋（γ）＋（μ）、
０≦ｆ６＝（γ）＋（μ）≦３．０、
３６≦ｆ７＝１．０５×（κ）＋６×（γ）１／２＋０．５×（μ）≦７２、
の関係を有するとともに、
α相内にκ相が存在しており、γ相の長辺の長さが４０μｍ以下であり、μ相の長辺の長さが１５μｍ以下であることを特徴とする快削性銅合金加工材。
【請求項２】
さらに、０．０２ｍａｓｓ％以上０．０８ｍａｓｓ％以下のＳｂ、０．０２ｍａｓｓ％以上０．０８ｍａｓｓ％以下のＡｓ、０．０２ｍａｓｓ％以上０．２０ｍａｓｓ％以下のＢｉから選択される１又は２以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の快削性銅合金加工材。
【請求項３】
冷間加工及び熱間加工のいずれか一方又は両方が施されてなる快削性銅合金加工材であって、
７６．５ｍａｓｓ％以上７８．７ｍａｓｓ％以下のＣｕと、３．１５ｍａｓｓ％以上３．５５ｍａｓｓ％以下のＳｉと、０．４１ｍａｓｓ％以上０．７８ｍａｓｓ％以下のＳｎと、０．０６ｍａｓｓ％以上０．１３ｍａｓｓ％以下のＰと、０．０２３ｍａｓｓ％以上０．０７ｍａｓｓ％以下のＰｂと、を含み、残部がＺｎ及び不可避不純物からなり、
前記不可避不純物であるＦｅ，Ｍｎ，Ｃｏ，及びＣｒの合計量は、０．０８ｍａｓｓ％未満であり、
Ｃｕの含有量を［Ｃｕ］ｍａｓｓ％、Ｓｉの含有量を［Ｓｉ］ｍａｓｓ％、Ｓｎの含有量を［Ｓｎ］ｍａｓｓ％、Ｐの含有量を［Ｐ］ｍａｓｓ％、Ｐｂの含有量を［Ｐｂ］ｍａｓｓ％とした場合に、
７４．６≦ｆ１＝［Ｃｕ］＋０．８×［Ｓｉ］−８．５×［Ｓｎ］＋［Ｐ］＋０．５×［Ｐｂ］≦７７．８、
６１．４≦ｆ２＝［Ｃｕ］−４．４×［Ｓｉ］−０．７×［Ｓｎ］−［Ｐ］＋０．５×［Ｐｂ］≦６２．６、
０．１≦ｆ３＝［Ｐ］／［Ｓｎ］≦０．３
の関係を有するとともに、
金属組織の構成相において、α相の面積率を（α）％、β相の面積率を（β）％、γ相の面積率を（γ）％、κ相の面積率を（κ）％、μ相の面積率を（μ）％とした場合に、
３３≦（κ）≦６２、
０≦（γ）≦１．５、
０≦（β）≦０．２、
０≦（μ）≦１．０、
９７．５≦ｆ４＝（α）＋（κ）、
９９．６≦ｆ５＝（α）＋（κ）＋（γ）＋（μ）、
０≦ｆ６＝（γ）＋（μ）≦２．０、
４０≦ｆ７＝１．０５×（κ）＋６×（γ）１／２＋０．５×（μ）≦７０、
の関係を有するとともに、
α相内にκ相が存在しており、γ相の長辺の長さが４０μｍ以下であり、μ相の長辺の長さが１５μｍ以下であることを特徴とする快削性銅合金加工材。
【請求項４】
さらに、０．０２ｍａｓｓ％以上０．０７ｍａｓｓ％以下のＳｂ、０．０２ｍａｓｓ％以上０．０７ｍａｓｓ％以下のＡｓ、０．０２ｍａｓｓ％以上０．１０ｍａｓｓ％以下のＢｉから選択される１又は２以上を含有することを特徴とする請求項３に記載の快削性銅合金加工材。
【請求項５】
κ相に含有されるＳｎの量が０．４０ｍａｓｓ％以上０．８５ｍａｓｓ％以下であり、κ相に含有されるＰの量が０．０７ｍａｓｓ％以上０．２２ｍａｓｓ％以下であることを特徴とする請求項１から請求項４のいずれか一項に記載の快削性銅合金加工材。
【請求項６】
シャルピー衝撃試験値が１２Ｊ／ｃｍ２以上４５Ｊ／ｃｍ２以下、引張強さが５４０Ｎ／ｍｍ２以上であり、かつ、室温での０．２％耐力に相当する荷重を負荷した状態で１５０℃で１００時間保持した後のクリープひずみが０．４％以下であることを特徴とする請求項１から請求項５のいずれか一項に記載の快削性銅合金加工材。
【請求項７】
水道用器具、工業用配管部材、液体と接触する器具、又は液体と接触する自動車用部品に用いられることを特徴とする請求項１から請求項６のいずれか一項に記載の快削性銅合金加工材。
【請求項８】
請求項１から請求項７のいずれか一項に記載された快削性銅合金加工材の製造方法であって、
冷間加工工程及び熱間加工工程のいずれか一方または両方と、前記冷間加工工程又は前記熱間加工工程の後に実施する焼鈍工程と、を有し、
前記焼鈍工程では、５１０℃以上５７５℃以下の温度で、２０分から８時間保持するか、又は５７５℃から５１０℃までの温度領域を０．１℃／分以上、２．５℃／分以下の平均冷却速度で冷却し、
次いで４７０℃から３８０℃までの温度領域を３℃／分超え、５００℃／分未満の平均冷却速度で冷却することを特徴とする快削性銅合金加工材の製造方法。
【請求項９】
請求項１から請求項７のいずれか一項に記載された快削性銅合金加工材の製造方法であって、
熱間加工工程を含み、熱間加工される時の材料温度が、６００℃以上、７４０℃以下であり、
前記熱間加工として熱間押出を行う場合、冷却過程において、４７０℃から３８０℃までの温度領域を３℃／分超え、５００℃／分未満の平均冷却速度で冷却し、
前記熱間加工として熱間鍛造を行う場合、冷却過程において、５７５℃から５１０℃までの温度領域を０．１℃／分以上、２．５℃／分以下の平均冷却速度で冷却し、４７０℃から３８０℃までの温度領域を３℃／分超え、５００℃／分未満の平均冷却速度で冷却することを特徴とする快削性銅合金加工材の製造方法。
【請求項１０】
請求項１から請求項７のいずれか一項に記載された快削性銅合金加工材の製造方法であって、
冷間加工工程及び熱間加工工程のいずれか一方または両方と、前記冷間加工工程又は前記熱間加工工程の後に実施する低温焼鈍工程と、を有し、
前記低温焼鈍工程においては、材料温度を２４０℃以上３５０℃以下の範囲とし、加熱時間を１０分以上３００分以下の範囲とし、材料温度をＴ℃、加熱時間をｔ分としたとき、１５０≦（Ｔ−２２０）×（ｔ）１／２≦１２００の条件とすることを特徴とする快削性銅合金加工材の製造方法。
【手続補正３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０００１
【補正方法】変更
【補正の内容】
【０００１】
本発明は、優れた耐食性、優れた衝撃特性、高い強度、高温強度（高温クリープ）を備えるとともに、鉛の含有量を大幅に減少させた快削性銅合金加工材、及び、快削性銅合金加工材の製造方法に関する。特に、給水栓、バルブ、継手などの人や動物が毎日摂取する飲料水に使用される器具、さらには、高速の流体が流れる厳しい環境で使用されるバルブ、継手、弁などの電気・自動車・機械・工業用配管に用いられる快削性銅合金加工材、及び、快削性銅合金加工材の製造方法に関連している。
本願は、２０１６年８月１５日に、日本に出願された特願２０１６−１５９２３８号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
【手続補正４】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１８
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００１８】
本発明は、斯かる従来技術の問題を解決するためになされたものであり、厳しい水質環境下、流速の早い流体での耐食性、衝撃特性、高温強度に優れた快削性銅合金加工材、及び、快削性銅合金加工材の製造方法を提供することを課題とする。なお、本明細書において、特に断りのない限り、耐食性とは、耐脱亜鉛腐食性を指す。
【手続補正５】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１９
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００１９】
このような課題を解決して、前記目的を達成するために、本発明の第１の態様である快削性銅合金加工材は、冷間加工及び熱間加工のいずれか一方又は両方が施されてなる快削性銅合金加工材であって、
７６．０ｍａｓｓ％以上７９．０ｍａｓｓ％以下のＣｕと、３．１ｍａｓｓ％以上３．６ｍａｓｓ％以下のＳｉと、０．３６ｍａｓｓ％以上、０．８４ｍａｓｓ％以下のＳｎと、０．０６ｍａｓｓ％以上０．１４ｍａｓｓ％以下のＰと、０．０２２ｍａｓｓ％以上、０．１０ｍａｓｓ％以下のＰｂと、を含み、残部がＺｎ及び不可避不純物からなり、
前記不可避不純物であるＦｅ，Ｍｎ，Ｃｏ，及びＣｒの合計量は、０．０８ｍａｓｓ％未満であり、
Ｃｕの含有量を［Ｃｕ］ｍａｓｓ％、Ｓｉの含有量を［Ｓｉ］ｍａｓｓ％、Ｓｎの含有量を［Ｓｎ］ｍａｓｓ％、Ｐの含有量を［Ｐ］ｍａｓｓ％、Ｐｂの含有量を［Ｐｂ］ｍａｓｓ％とした場合に、
７４．４≦ｆ１＝［Ｃｕ］＋０．８×［Ｓｉ］−８．５×［Ｓｎ］＋［Ｐ］＋０．５×［Ｐｂ］≦７８．２、
６１．２≦ｆ２＝［Ｃｕ］−４．４×［Ｓｉ］−０．７×［Ｓｎ］−［Ｐ］＋０．５×［Ｐｂ］≦６２．８、
０．０９≦ｆ３＝［Ｐ］／［Ｓｎ］≦０．３５、
の関係を有するとともに、
金属組織の構成相において、α相の面積率を（α）％、β相の面積率を（β）％、γ相の面積率を（γ）％、κ相の面積率を（κ）％、μ相の面積率を（μ）％とした場合に、
３０≦（κ）≦６５、
０≦（γ）≦２．０、
０≦（β）≦０．３、
０≦（μ）≦２．０、
９６．５≦ｆ４＝（α）＋（κ）、
９９．４≦ｆ５＝（α）＋（κ）＋（γ）＋（μ）、
０≦ｆ６＝（γ）＋（μ）≦３．０、
３６≦ｆ７＝１．０５×（κ）＋６×（γ）１／２＋０．５×（μ）≦７２、
の関係を有するとともに、
α相内にκ相が存在しており、γ相の長辺の長さが４０μｍ以下であり、μ相の長辺の長さが１５μｍ以下であることを特徴とする。
【手続補正６】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２０
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００２０】
本発明の第２の態様である快削性銅合金加工材は、本発明の第１の態様の快削性銅合金加工材において、さらに、０．０２ｍａｓｓ％以上０．０８ｍａｓｓ％以下のＳｂ、０．０２ｍａｓｓ％以上０．０８ｍａｓｓ％以下のＡｓ、０．０２ｍａｓｓ％以上０．２０ｍａｓｓ％以下のＢｉから選択される１又は２以上を含有することを特徴とする。
【手続補正７】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２１
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００２１】
本発明の第３態様である快削性銅合金加工材は、冷間加工及び熱間加工のいずれか一方又は両方が施されてなる快削性銅合金加工材であって、
７６．５ｍａｓｓ％以上７８．７ｍａｓｓ％以下のＣｕと、３．１５ｍａｓｓ％以上３．５５ｍａｓｓ％以下のＳｉと、０．４１ｍａｓｓ％以上０．７８ｍａｓｓ％以下のＳｎと、０．０６ｍａｓｓ％以上０．１３ｍａｓｓ％以下のＰと、０．０２３ｍａｓｓ％以上０．０７ｍａｓｓ％以下のＰｂと、を含み、残部がＺｎ及び不可避不純物からなり、
前記不可避不純物であるＦｅ，Ｍｎ，Ｃｏ，及びＣｒの合計量は、０．０８ｍａｓｓ％未満であり、
Ｃｕの含有量を［Ｃｕ］ｍａｓｓ％、Ｓｉの含有量を［Ｓｉ］ｍａｓｓ％、Ｓｎの含有量を［Ｓｎ］ｍａｓｓ％、Ｐの含有量を［Ｐ］ｍａｓｓ％、Ｐｂの含有量を［Ｐｂ］ｍａｓｓ％とした場合に、
７４．６≦ｆ１＝［Ｃｕ］＋０．８×［Ｓｉ］−８．５×［Ｓｎ］＋［Ｐ］＋０．５×［Ｐｂ］≦７７．８、
６１．４≦ｆ２＝［Ｃｕ］−４．４×［Ｓｉ］−０．７×［Ｓｎ］−［Ｐ］＋０．５×［Ｐｂ］≦６２．６、
０．１≦ｆ３＝［Ｐ］／［Ｓｎ］≦０．３
の関係を有するとともに、
金属組織の構成相において、α相の面積率を（α）％、β相の面積率を（β）％、γ相の面積率を（γ）％、κ相の面積率を（κ）％、μ相の面積率を（μ）％とした場合に、
３３≦（κ）≦６２、
０≦（γ）≦１．５、
０≦（β）≦０．２、
０≦（μ）≦１．０、
９７．５≦ｆ４＝（α）＋（κ）、
９９．６≦ｆ５＝（α）＋（κ）＋（γ）＋（μ）、
０≦ｆ６＝（γ）＋（μ）≦２．０、
４０≦ｆ７＝１．０５×（κ）＋６×（γ）１／２＋０．５×（μ）≦７０、
の関係を有するとともに、
α相内にκ相が存在しており、γ相の長辺の長さが４０μｍ以下であり、μ相の長辺の長さが１５μｍ以下であることを特徴とする。
【手続補正８】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２２
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００２２】
本発明の第４の態様である快削性銅合金加工材は、本発明の第３の態様の快削性銅合金加工材において、さらに、０．０２ｍａｓｓ％以上０．０７ｍａｓｓ％以下のＳｂ、０．０２ｍａｓｓ％以上０．０７ｍａｓｓ％以下のＡｓ、０．０２ｍａｓｓ％以上０．１０ｍａｓｓ％以下のＢｉから選択される１又は２以上を含有することを特徴とする。
【手続補正９】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２３
【補正方法】削除
【補正の内容】
【手続補正１０】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２４
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００２４】
本発明の第５の態様である快削性銅合金加工材は、本発明の第１〜４の態様のいずれかの快削性銅合金加工材において、κ相に含有されるＳｎの量が０．４０ｍａｓｓ％以上０．８５ｍａｓｓ％以下であり、κ相に含有されるＰの量が０．０７ｍａｓｓ％以上０．２２ｍａｓｓ％以下であることを特徴とする。
【手続補正１１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２５
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００２５】
本発明の第６の態様である快削性銅合金加工材は、本発明の第１〜５の態様のいずれかの快削性銅合金加工材において、シャルピー衝撃試験値が１２Ｊ／ｃｍ２以上４５Ｊ／ｃｍ２以下、引張強さが５４０Ｎ／ｍｍ２以上であり、かつ、室温での０．２％耐力に相当する荷重を負荷した状態で１５０℃で１００時間保持した後のクリープひずみが０．４％以下であることを特徴とする。なお、シャルピー衝撃試験値は、Ｕノッチ形状の試験片での値である。
【手続補正１２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２６
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００２６】
本発明の第７の態様である快削性銅合金加工材は、本発明の第１〜６の態様のいずれかの快削性銅合金加工材において、水道用器具、工業用配管部材、液体と接触する器具、又は液体と接触する自動車用部品に用いられることを特徴とする。
【手続補正１３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２７
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００２７】
本発明の第８の態様である快削性銅合金加工材の製造方法は、本発明の第１〜７の態様のいずれかの快削性銅合金加工材の製造方法であって、
冷間加工工程及び熱間加工工程のいずれか一方または両方と、前記冷間加工工程又は前記熱間加工工程の後に実施する焼鈍工程と、を有し、
前記焼鈍工程では、５１０℃以上５７５℃以下の温度で、２０分から８時間保持するか、又は５７５℃から５１０℃までの温度領域を０．１℃／分以上、２．５℃／分以下の平均冷却速度で冷却し、次いで４７０℃から３８０℃までの温度領域を３℃／分超え、５００℃／分未満の平均冷却速度で冷却することを特徴とする。
【手続補正１４】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２８
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００２８】
本発明の第９の態様である快削性銅合金加工材の製造方法は、本発明の第１〜７の態様のいずれかの快削性銅合金加工材の製造方法であって、
熱間加工工程を含み、熱間加工される時の材料温度が、６００℃以上、７４０℃以下であり、
前記熱間加工として熱間押出を行う場合、冷却過程において、４７０℃から３８０℃までの温度領域を３℃／分超え、５００℃／分未満の平均冷却速度で冷却し、
前記熱間加工として熱間鍛造を行う場合、冷却過程において、５７５℃から５１０℃までの温度領域を０．１℃／分以上、２．５℃／分以下の平均冷却速度で冷却し、４７０℃から３８０℃までの温度領域を３℃／分超え、５００℃／分未満の平均冷却速度で冷却することを特徴とする。
【手続補正１５】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２９
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００２９】
本発明の第１０の態様である快削性銅合金加工材の製造方法は、本発明の第１〜７の態様のいずれかの快削性銅合金加工材の製造方法であって、
冷間加工工程及び熱間加工工程のいずれか一方または両方と、前記冷間加工工程又は前記熱間加工工程の後に実施する低温焼鈍工程と、を有し、
前記低温焼鈍工程においては、材料温度を２４０℃以上３５０℃以下の範囲とし、加熱時間を１０分以上３００分以下の範囲とし、材料温度をＴ℃、加熱時間をｔ分としたとき、１５０≦（Ｔ−２２０）×（ｔ）１／２≦１２００の条件とすることを特徴とする。
【手続補正１６】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００３０
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００３０】
本発明の態様によれば、被削性機能に優れるが耐食性、衝撃特性、高温強度（高温クリープ）に劣るγ相を極力少なくし、かつ、被削性に有効なμ相も限りなく少なくし、かつα相内に微細なκ相が存在した金属組織を規定している。更に、この金属組織を得るための組成、製造方法を規定している。このため、本発明の態様により、被削性、高速の流体を含む厳しい環境下での耐食性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性、常温の強度、高温強度、耐摩耗性に優れた快削性銅合金加工材、及び、快削性銅合金加工材の製造方法を提供することができる。
【国際調査報告】
2018034281.tif 000062
2018034281.tif 000063
2018034281.tif 000064
2018034281.tif 000065