(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
５８．５ｍａｓｓ％超え６５．０ｍａｓｓ％未満のＣｕと、０．４０ｍａｓｓ％超え１．４０ｍａｓｓ％未満のＳｉと、０．００２ｍａｓｓ％超え０．２５ｍａｓｓ％未満のＰｂと、０．００３ｍａｓｓ％超え０．１９ｍａｓｓ％未満のＰを含み、任意元素として、０．００１ｍａｓｓ％以上０．１００ｍａｓｓ％以下のＢｉを含み、残部がＺｎ及び不可避不純物からなり、
前記不可避不純物のうち、Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｏ及びＣｒの合計量が０．４５ｍａｓｓ％未満であり、かつ、Ｓｎ，Ａｌの合計量が０．４５ｍａｓｓ％未満であり、
Ｃｕの含有量を［Ｃｕ］ｍａｓｓ％、Ｓｉの含有量を［Ｓｉ］ｍａｓｓ％、Ｐｂの含有量を［Ｐｂ］ｍａｓｓ％、Ｂｉの含有量を［Ｂｉ］ｍａｓｓ％、Ｐの含有量を［Ｐ］ｍａｓｓ％とした場合に、
５６．０≦ｆ１＝［Ｃｕ］−５×［Ｓｉ］＋０．５×［Ｐｂ］＋０．５×［Ｂｉ］−０．５×［Ｐ］≦５９．５の関係を有し、Ｂｉを含まない場合には、ｆ１中の［Ｂｉ］は０であり、
Ｂｉを含む場合には、０．００３＜ｆ０＝［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］＜０．２５の関係をさらに有し、
非金属介在物を除いた金属組織の構成相において、α相、β相、γ相、δ相、ε相、ζ相、η相、κ相、μ相、χ相の１０相の金属相を対象とし、α相の面積率を（α）％、γ相の面積率を（γ）％、β相の面積率を（β）％、μ相の面積率を（μ）％、κ相の面積率を（κ）％、δ相の面積率を（δ）％、ε相の面積率を（ε）％、ζ相の面積率を（ζ）％、η相の面積率を（η）％、χ相の面積率を（χ）％とし、（α）+（β）+（γ）+（μ）+（κ）+（δ）+（ε）+（ζ）+（η）+（χ）＝１００としたときに、
２０≦（α）≦８０
１８≦（β）≦８０
０≦（γ）＜５
２０×（γ）／（β）＜４
１８≦（γ）１／２×３＋（β）×（−０．５×［Ｓｉ］２＋１．５×［Ｓｉ］）≦８２
３３≦（γ）１／２×３＋（β）×（−０．５×［Ｓｉ］２＋１．５×［Ｓｉ］）＋（［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］）１／２×３８＋（［Ｐ］）１／２×１５の関係を有し、Ｂｉを含まない場合には、式中の［Ｂｉ］は０であり、
前記β相内に、粒径が３μm以下で、少なくとも２０００倍の倍率で電子顕微鏡による調査で観察可能な大きさのＰを含む化合物が存在していることを特徴とする快削性銅合金鋳物。
【請求項２】
５９．０ｍａｓｓ％超え６５．０ｍａｓｓ％未満のＣｕと、０．５０ｍａｓｓ％超え１．３５ｍａｓｓ％未満のＳｉと、０．０１０ｍａｓｓ％超え０．２０ｍａｓｓ％未満のＰｂと、０．０１０ｍａｓｓ％超え０．１５ｍａｓｓ％未満のＰを含み、任意元素として、０．００１ｍａｓｓ％以上０．１００ｍａｓｓ％以下のＢｉを含み、残部がＺｎ及び不可避不純物からなり、
前記不可避不純物のうち、Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｏ及びＣｒの合計量が０．４０ｍａｓｓ％未満であり、かつ、Ｓｎ，Ａｌの合計量が０．４０ｍａｓｓ％未満であり、
Ｃｕの含有量を［Ｃｕ］ｍａｓｓ％、Ｓｉの含有量を［Ｓｉ］ｍａｓｓ％、Ｐｂの含有量を［Ｐｂ］ｍａｓｓ％、Ｂｉの含有量を［Ｂｉ］ｍａｓｓ％、Ｐの含有量を［Ｐ］ｍａｓｓ％とした場合に、
５６．３≦ｆ１＝［Ｃｕ］−５×［Ｓｉ］＋０．５×［Ｐｂ］＋０．５×［Ｂｉ］−０．５×［Ｐ］≦５９．２の関係を有し、Ｂｉを含まない場合には、ｆ１中の［Ｂｉ］は０であり、
Ｂｉを含む場合には、０．０２０≦ｆ０＝［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］＜０．２０の関係をさらに有し、
非金属介在物を除いた金属組織の構成相において、α相、β相、γ相、δ相、ε相、ζ相、η相、κ相、μ相、χ相の１０相の金属相を対象とし、α相の面積率を（α）％、γ相の面積率を（γ）％、β相の面積率を（β）％、μ相の面積率を（μ）％、κ相の面積率を（κ）％、δ相の面積率を（δ）％、ε相の面積率を（ε）％、ζ相の面積率を（ζ）％、η相の面積率を（η）％、χ相の面積率を（χ）％とし、（α）+（β）+（γ）+（μ）+（κ）+（δ）+（ε）+（ζ）+（η）+（χ）＝１００としたときに、
２５≦（α）≦７５
２５≦（β）≦７５
０≦（γ）＜３
２０×（γ）／（β）＜２
２５≦（γ）１／２×３＋（β）×（−０．５×［Ｓｉ］２＋１．５×［Ｓｉ］）≦７６
４０≦（γ）１／２×３＋（β）×（−０．５×［Ｓｉ］２＋１．５×［Ｓｉ］）＋（［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］）１／２×３８＋（［Ｐ］）１／２×１５の関係を有し、Ｂｉを含まない場合には、式中の［Ｂｉ］は０であり、
前記β相内に、粒径が３μm以下で、少なくとも２０００倍の倍率で電子顕微鏡による調査で観察可能な大きさのＰを含む化合物が存在していることを特徴とする快削性銅合金鋳物。
【請求項３】
５９．５ｍａｓｓ％超え６４．５ｍａｓｓ％未満のＣｕと、０．６０ｍａｓｓ％超え１．３０ｍａｓｓ％未満のＳｉと、０．０１０ｍａｓｓ％超え０．１５ｍａｓｓ％未満のＰｂと、０．０２０ｍａｓｓ％超え０．１４ｍａｓｓ％未満のＰと、０．０２０ｍａｓｓ％超え０．１００ｍａｓｓ％以下のＢｉを含み、残部がＺｎ及び不可避不純物からなり、
前記不可避不純物のうち、Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｏ及びＣｒの合計量が０．３５ｍａｓｓ％未満であり、かつ、Ｓｎ，Ａｌの合計量が０．３５ｍａｓｓ％未満であり、
Ｃｕの含有量を［Ｃｕ］ｍａｓｓ％、Ｓｉの含有量を［Ｓｉ］ｍａｓｓ％、Ｐｂの含有量を［Ｐｂ］ｍａｓｓ％、Ｂｉの含有量を［Ｂｉ］ｍａｓｓ％、Ｐの含有量を［Ｐ］ｍａｓｓ％とした場合に、
０．０４０≦ｆ０＝［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］＜０．１８
５６．５≦ｆ１＝［Ｃｕ］−５×［Ｓｉ］＋０．５×［Ｐｂ］＋０．５×［Ｂｉ］−０．５×［Ｐ］≦５９．０
の関係を有するとともに、
非金属介在物を除いた金属組織の構成相において、α相、β相、γ相、δ相、ε相、ζ相、η相、κ相、μ相、χ相の１０相の金属相を対象とし、α相の面積率を（α）％、γ相の面積率を（γ）％、β相の面積率を（β）％、μ相の面積率を（μ）％、κ相の面積率を（κ）％、δ相の面積率を（δ）％、ε相の面積率を（ε）％、ζ相の面積率を（ζ）％、η相の面積率を（η）％、χ相の面積率を（χ）％とし、（α）+（β）+（γ）+（μ）+（κ）+（δ）+（ε）+（ζ）+（η）+（χ）＝１００としたときに、
３０≦（α）≦７０
３０≦（β）≦７０
０≦（γ）＜２
２０×（γ）／（β）＜１
３０≦（γ）１／２×３＋（β）×（−０．５×［Ｓｉ］２＋１．５×［Ｓｉ］）≦７０
４５≦（γ）１／２×３＋（β）×（−０．５×［Ｓｉ］２＋１．５×［Ｓｉ］）＋（［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］）１／２×３８＋（［Ｐ］）１／２×１５の関係を有するとともに、
前記β相内に、粒径が３μm以下で、少なくとも２０００倍の倍率で電子顕微鏡による調査で観察可能な大きさのＰを含む化合物が存在し、かつ、α相内にＢｉを含む粒子が存在していることを特徴とする快削性銅合金鋳物。
【請求項４】
凝固温度範囲が２５℃以下であることを特徴とする請求項１から請求項３のいずれか一項に記載の快削性銅合金鋳物。
【請求項５】
ビッカース硬さが１０５Ｈｖ以上であり、かつ、Ｕノッチ衝撃試験を行ったときの衝撃値が２５Ｊ／ｃｍ２以上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鋳物。
【請求項６】
機械部品、自動車部品、電気・電子機器部品、玩具、摺動部品、圧力容器、計器部品、精密機械部品、医療用部品、建築用金具、水栓金具、飲料用器具・部品、排水用器具・部品、工業用配管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５のいずれか一項に記載の快削性銅合金鋳物。
【請求項７】
請求項１から請求項６のいずれか一項に記載された快削性銅合金鋳物の製造方法であって、
溶解、鋳造工程を有し、
前記溶解、鋳造工程のうち、鋳造後の冷却過程において、５３０℃から４５０℃までの温度領域における平均冷却速度を０．１℃／分以上５５℃／分以下の範囲内とすることを特徴とする快削性銅合金鋳物の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、被削性、鋳造性に優れ、強度が高く、鉛の含有量を大幅に減少させた快削性銅合金鋳物、及び、快削性銅合金鋳物の製造方法に関する。本発明は、機械部品、摺動部品、計器部品、精密機械部品、医療用部品、自動車部品、電気・電子機器部品、圧力容器、建築用金具、日用品、玩具、飲料用器具・部品、排水用器具・部品、工業用配管部品、及び飲料水、工業用水、排水、水素などの液体や気体に係る部品に用いられる快削性銅合金鋳物、及び、快削性銅合金鋳物の製造方法に関連している。具体的な部品名称として、バルブ、継手、ステム、水栓金具、給水栓、排水栓、歯車、フランジ、軸受け、スリーブ、センサー、などが挙げられ、本発明は、これら切削が施される部品に用いられる快削性銅合金鋳物、及び、快削性銅合金鋳物の製造方法に関連している。
【背景技術】
【０００２】
従来から、自動車部品、電気・家電・電子機器部品、機械部品、文具、精密機械部品、医療用部品、および飲料水、工業用水、排水、水素などの液体や気体に関わる器具・部品、具体的な部品名称として、バルブ、継手、水栓金具、センサー、ナット、ねじなどの部品には、優れた被削性を備えた、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｐｂ合金（いわゆる快削黄銅棒、鍛造用黄銅、鋳物用黄銅）、あるいはＣｕ−Ｓｎ−Ｚｎ−Ｐｂ合金（いわゆる青銅鋳物：ガンメタル）が一般的に使用されていた。
Ｃｕ−Ｚｎ−Ｐｂ合金は、５６〜６５ｍａｓｓ％のＣｕと、１〜４ｍａｓｓ％のＰｂを含有し、残部がＺｎである。Ｃｕ−Ｓｎ−Ｚｎ−Ｐｂ合金は、８０〜８８ｍａｓｓ％のＣｕと、２〜８ｍａｓｓ％のＳｎ、１〜８ｍａｓｓ％のＰｂを含有し、残部がＺｎである。
【０００３】
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、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。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。
【０００４】
また、その他の産業分野、自動車、電気・電子機器、機械などの産業分野においても、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。
【０００５】
このような快削性銅合金のＰｂ規制強化の動向の中、（１）Ｐｂの代わりに被削性（被削性能、被削性機能）を有するＢｉと、場合によっては、Ｂｉと共にＳｅを含有するＣｕ−Ｚｎ−Ｂｉ合金、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｂｉ−Ｓｅ合金、（２）高濃度のＺｎを含有し、β相を増やして被削性の向上を図ったＣｕ−Ｚｎ合金、あるいは、（３）Ｐｂの代わりに被削性を有するγ相、κ相を多く含んだＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｎ合金、さらには（４）γ相を多く含み、かつＢｉを含有するＣｕ−Ｚｎ−Ｓｎ−Ｂｉ合金などが提唱されている。
例えば、特許文献１、及び、特許文献１５においては、Ｃｕ−Ｚｎ合金に、約１．０〜２．５ｍａｓｓ％のＳｎと、約１．５〜２．０ｍａｓｓ％のＢｉを添加して、γ相を析出させることにより、耐食性と被削性の改善を図っている。
【０００６】
しかしながら、Ｐｂの代わりにＢｉを含有させた合金に関して、Ｂｉは、被削性においてＰｂより劣ること、Ｂｉは、Ｐｂと同様に人体に有害であるおそれがあること、Ｂｉは、希少金属であるので資源上の問題があること、Ｂｉは、銅合金材料を脆くする問題があることなどを含め、多くの問題を有している。
また、特許文献１に示すように、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｎ合金においてγ相を析出させたとしても、Ｓｎを含有させたγ相は、被削性を持つＢｉの共添加を必要としているように、被削性に劣る。
【０００７】
また、多量のβ相を含むＣｕ−Ｚｎの２元合金は、β相が被削性の改善に貢献するが、β相は、Ｐｂに比べ被削性が劣るので、到底、Ｐｂ含有快削性銅合金の代替にはなりえない。
そこで、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２〜１０に提案されている。
【０００８】
特許文献２，３においては、主として、Ｃｕ濃度が６９〜７９ｍａｓｓ％、Ｓｉ濃度が２〜４ｍａｓｓ％であり、Ｃｕ、Ｓｉ濃度が高い合金で形成されるγ相、場合によってはκ相の優れた被削性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、優れた被削性を実現させている。Ｓｎ，Ａｌを、それぞれ、０．３ｍａｓｓ％以上、０．１ｍａｓｓ％以上の量で含有することにより、被削性を有するγ相の形成をさらに増大、促進させ、被削性を改善させる。そして、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４においては、０．０２ｍａｓｓ％以下の極少量のＰｂを含有させ、主として、Ｐｂ含有量を考慮し、単純に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。
さらに、特許文献５，６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と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】
特許文献７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。
特許文献８には、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金にＳｎ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｍｎを含有させた銅合金が提案されている。
特許文献９には、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金において、κ相を含むα相マトリックスを有し、β相、γ相及びμ相の面積率を制限した銅合金が提案されている。
特許文献１０には、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金において、γ相の長辺の長さ、μ相の長辺の長さを規定した銅合金が提案されている。
特許文献１１には、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金に、Ｓｎ及びＡｌを添加した銅合金が提案されている。
特許文献１２には、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金において、γ相をα相及びβ相の相境界の間に粒状に分布させることで被削性を向上させた銅合金が提案されている。
特許文献１３には、Ｃｕ−Ｚｎ合金にＳｉを含有させることにより、β相を分散させ、冷間加工性を向上させることが提案されている。
特許文献１４には、Ｃｕ−Ｚｎ合金に、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｓｉを添加した銅合金が提案されている。
特許文献１５には、Ｓｎを含有することにより、耐食性を向上させたＣｕ−Ｚｎ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１３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４０ｍａｓｓ％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際に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、Ｐｂを含有したＣｕ−Ｚｎ−Ｐｂ合金においては、Ｃｕ濃度が約６０ｍａｓｓ％であるのに対し、これら特許文献２〜１０に記載されているＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金は、Ｃｕ濃度がいずれも６９ｍａｓｓ％以上であり、経済性の観点からも、高価であるＣｕの濃度の低減が望まれている。
特許文献１１においては、熱処理なしに優れた耐食性を得るために、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金に、ＳｎとＡｌを含有することを必須とし、かつ、優れた被削性を実現させるために、多量のＰｂ、またはＢｉを必要としている。
特許文献１２においては、Ｃｕ濃度が、約６５ｍａｓｓ％以上であり、鋳造性、機械的強度が良好なＰｂを含有しない銅合金鋳物であり、γ相によって被削性が改善されるとしており、Ｓｎ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｓｂ，Ｂを多量に含有した実施例が記載されている。
【００１３】
また、従来のＰｂを添加された快削性銅合金には、少なくとも１昼夜の間に切削のトラブルなしに、さらには、１昼夜の間に切削工具の交換や刃具の研磨などの調整なしに、外周切削やドリル穴あけ加工などの切削加工できることが求められている。切削の難易度にもよるが、Ｐｂの含有量を大幅に低減させた合金においても、同等の被削性が求められている。
【００１４】
ここで、特許文献７においては、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金にＦｅを含有させているが、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、Ｆｅは添加元素であるＳｉと結合し、Ｓｉは金属間化合物として消費されることから、合金の性能を低下させてしまう。
また、特許文献８においては、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金に、ＳｎとＦｅ，Ｍｎを添加しているが、Ｆｅ，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７と同様に、切削や研磨時に問題を生じさせる。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１５】
【特許文献１】国際公開第２００８／０８１９４７号
【特許文献２】特開２０００−１１９７７５号公報
【特許文献３】特開２０００−１１９７７４号公報
【特許文献４】国際公開第２００７／０３４５７１号
【特許文献５】国際公開第２００６／０１６４４２号
【特許文献６】国際公開第２００６／０１６６２４号
【特許文献７】特表２０１６−５１１７９２号公報
【特許文献８】特開２００４−２６３３０１号公報
【特許文献９】特開２０１３−１０４０７１号公報
【特許文献１０】国際公開第２０１９／０３５２２５号
【特許文献１１】特開２０１８−０４８３９７号公報
【特許文献１２】特表２０１９−５０８５８４号公報
【特許文献１３】米国特許第４，０５５，４４５号明細書
【特許文献１４】特開２０１６−１９４１２３号公報
【特許文献１５】国際公開第２００５／０９３１０８号
【非特許文献】
【００１６】
【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】
【００１７】
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、被削性、鋳造性に優れ、強度が高く、および靭性に優れ、鉛の含有量を大幅に減少させた快削性銅合金鋳物、及び、快削性銅合金鋳物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、ドリル切削は、ドリルによる穴あけ切削加工を指す。良好な、優れた被削性とは、断りがない限り、旋盤を用いた外周切削やドリル穴あけ加工時、切削抵抗が低く、切屑の分断性が良いこと、或いは優れることを指す。冷却速度とは、ある温度範囲での平均の冷却速度を指す。伝導性とは、電気伝導性、熱伝導性を指す。また、β相には、β’相を含み、γ相には、γ’相を含み、α相にはα’相を含む。Ｂｉを含む粒子は、Ｂｉ粒子と、ＢｉとＰｂの両方を含む粒子（ＢｉとＰｂの合金の粒子）を指し、単にＢｉ粒子と称することがある。銅合金鋳物を、単に合金と称することがある。１昼夜は、１日間を意味する。Ｐを含む化合物は、Ｐと、少なくともＳｉ及びＺｎのいずれか一方又は両方とを含む化合物、場合によっては、さらにＣｕを含む化合物や、さらに不可避不純物であるＦｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃｏなどを含む化合物である。Ｐを含む化合物は、例えばＰ−Ｓｉ、Ｐ−Ｓｉ−Ｚｎ、Ｐ−Ｚｎ、Ｐ−Ｚｎ−Ｃｕなどの化合物である。Ｐを含む化合物は、ＰとＳｉ，Ｚｎを含む化合物とも言う。
【課題を解決するための手段】
【００１８】
上述の課題を解決して、前記目的を達成するために、本発明者ら鋭意検討した結果、以下のような知見を得た。
上述の特許文献４，６では、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金において、β相は、銅合金の被削性にほとんど貢献することなく、むしろ阻害するとされている。特許文献２，３では、β相が存在する場合、熱処理によりβ相をγ相に変化されている。特許文献９，１０においても、β相の量は大幅に制限されている。
【００１９】
本発明者らは、まず、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金において、従来の技術では、被削性への効果がないとされていたβ相に関し、鋭意研究を重ね、被削性に大きな効果があるβ相の組成を究明した。
しかしながら、被削性に大きな効果があるＳｉを含有するβ相であっても、切屑の分断性や、切削抵抗では、３ｍａｓｓ％のＰｂを含有した快削黄銅との被削性の差は依然として大きかった。
【００２０】
そこで、その課題を解決するために、更なる金属組織面からの改善手段があることが分かった。まず、β相自身の被削性（被削性能、被削性機能）を向上させるために、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金鋳物にＰを添加してβ相中へＰを固溶し、そして約０．３〜３μｍの大きさのＰを含む化合物（例えばＰ−Ｓｉ、Ｐ−Ｚｎ、Ｐ−Ｓｉ−Ｚｎ、Ｐ−Ｚｎ−Ｃｕなど）を、β相に析出させた。この結果、β相の被削性はより一層向上した。
しかしながら、被削性を向上させたβ相は、延性や靭性に乏しい。β相の被削性を損なわずに延性の改善を図るため、適切な量のβ相とα相に制御した。一方で、α相は被削性に乏しい。α相の欠点を補い、優れた被削性を備えるために、被削性が一段と高められた適切な量のβ相の存在の元、ごく少量のＰｂの含有によって、切屑の分断性を向上させ、切削抵抗を低下させることが実現できた。そして、選択的に、以下の２つの改善手段も上手く組み合わせることにより、多量のＰｂが添加された銅合金鋳物に匹敵した快削性能を有する本発明の銅合金鋳物を発明するに至った。
（１）Ｐｂより被削性の改善効果が少し劣るとされていたＢｉを、Ｐｂの代わりに、ごく少量含有させてα相そのものの被削性を向上させる。
（２）少量のγ相を含有させて被削性を向上させる。
【００２１】
本発明の第１の態様である快削性銅合金鋳物は、５８．５ｍａｓｓ％超え６５．０ｍａｓｓ％未満のＣｕと、０．４０ｍａｓｓ％超え１．４０ｍａｓｓ％未満のＳｉと、０．００２ｍａｓｓ％超え０．２５ｍａｓｓ％未満のＰｂと、０．００３ｍａｓｓ％超え０．１９ｍａｓｓ％未満のＰを含み、任意元素として、０．００１ｍａｓｓ％以上０．１００ｍａｓｓ％以下のＢｉを含み、残部がＺｎ及び不可避不純物からなり、
前記不可避不純物のうち、Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｏ及びＣｒの合計量が０．４５ｍａｓｓ％未満であり、かつ、Ｓｎ，Ａｌの合計量が０．４５ｍａｓｓ％未満であり、
Ｃｕの含有量を［Ｃｕ］ｍａｓｓ％、Ｓｉの含有量を［Ｓｉ］ｍａｓｓ％、Ｐｂの含有量を［Ｐｂ］ｍａｓｓ％、Ｂｉの含有量を［Ｂｉ］ｍａｓｓ％、Ｐの含有量を［Ｐ］ｍａｓｓ％とした場合に、
５６．０≦ｆ１＝［Ｃｕ］−５×［Ｓｉ］＋０．５×［Ｐｂ］＋０．５×［Ｂｉ］−０．５×［Ｐ］≦５９．５の関係を有し、Ｂｉを含まない場合には、ｆ１中の［Ｂｉ］は０であり、
Ｂｉを含む場合には、０．００３＜ｆ０＝［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］＜０．２５の関係をさらに有し、
非金属介在物を除いた金属組織の構成相において、α相、β相、γ相、δ相、ε相、ζ相、η相、κ相、μ相、χ相の１０相の金属相を対象とし、α相の面積率を（α）％、γ相の面積率を（γ）％、β相の面積率を（β）％、μ相の面積率を（μ）％、κ相の面積率を（κ）％、δ相の面積率を（δ）％、ε相の面積率を（ε）％、ζ相の面積率を（ζ）％、η相の面積率を（η）％、χ相の面積率を（χ）％とし、（α）+（β）+（γ）+（μ）+（κ）+（δ）+（ε）+（ζ）+（η）+（χ）＝１００としたときに、
２０≦（α）≦８０
１８≦（β）≦８０
０≦（γ）＜５
２０×（γ）／（β）＜４
１８≦（γ）１／２×３＋（β）×（−０．５×［Ｓｉ］２＋１．５×［Ｓｉ］）≦８２
３３≦（γ）１／２×３＋（β）×（−０．５×［Ｓｉ］２＋１．５×［Ｓｉ］）＋（［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］）１／２×３８＋（［Ｐ］）１／２×１５の関係を有し、Ｂｉを含まない場合には、式中の［Ｂｉ］は０であり、
前記β相内に、粒径が３μm以下で、少なくとも２０００倍の倍率で電子顕微鏡による調査で観察可能な大きさのＰを含む化合物が存在していることを特徴とする。
【００２２】
本発明の第２の態様である快削性銅合金鋳物は、５９．０ｍａｓｓ％超え６５．０ｍａｓｓ％未満のＣｕと、０．５０ｍａｓｓ％超え１．３５ｍａｓｓ％未満のＳｉと、０．０１０ｍａｓｓ％超え０．２０ｍａｓｓ％未満のＰｂと、０．０１０ｍａｓｓ％超え０．１５ｍａｓｓ％未満のＰを含み、任意元素として、０．００１ｍａｓｓ％以上０．１００ｍａｓｓ％以下のＢｉを含み、残部がＺｎ及び不可避不純物からなり、
前記不可避不純物のうち、Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｏ及びＣｒの合計量が０．４０ｍａｓｓ％未満であり、かつ、Ｓｎ，Ａｌの合計量が０．４０ｍａｓｓ％未満であり、
Ｃｕの含有量を［Ｃｕ］ｍａｓｓ％、Ｓｉの含有量を［Ｓｉ］ｍａｓｓ％、Ｐｂの含有量を［Ｐｂ］ｍａｓｓ％、Ｂｉの含有量を［Ｂｉ］ｍａｓｓ％、Ｐの含有量を［Ｐ］ｍａｓｓ％とした場合に、
５６．３≦ｆ１＝［Ｃｕ］−５×［Ｓｉ］＋０．５×［Ｐｂ］＋０．５×［Ｂｉ］−０．５×［Ｐ］≦５９．２の関係を有し、Ｂｉを含まない場合には、ｆ１中の［Ｂｉ］は０であり、
Ｂｉを含む場合には、０．０２０≦ｆ０＝［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］＜０．２０の関係をさらに有し、
非金属介在物を除いた金属組織の構成相において、α相、β相、γ相、δ相、ε相、ζ相、η相、κ相、μ相、χ相の１０相の金属相を対象とし、α相の面積率を（α）％、γ相の面積率を（γ）％、β相の面積率を（β）％、μ相の面積率を（μ）％、κ相の面積率を（κ）％、δ相の面積率を（δ）％、ε相の面積率を（ε）％、ζ相の面積率を（ζ）％、η相の面積率を（η）％、χ相の面積率を（χ）％とし、（α）+（β）+（γ）+（μ）+（κ）+（δ）+（ε）+（ζ）+（η）+（χ）＝１００としたときに、
２５≦（α）≦７５
２５≦（β）≦７５
０≦（γ）＜３
２０×（γ）／（β）＜２
２５≦（γ）１／２×３＋（β）×（−０．５×［Ｓｉ］２＋１．５×［Ｓｉ］）≦７６
４０≦（γ）１／２×３＋（β）×（−０．５×［Ｓｉ］２＋１．５×［Ｓｉ］）＋（［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］）１／２×３８＋（［Ｐ］）１／２×１５の関係を有し、Ｂｉを含まない場合には、式中の［Ｂｉ］は０であり、
前記β相内に、粒径が３μm以下で、少なくとも２０００倍の倍率で電子顕微鏡による調査で観察可能な大きさのＰを含む化合物が存在していることを特徴とする。
【００２３】
本発明の第３の態様である快削性銅合金鋳物は、５９．５ｍａｓｓ％超え６４．５ｍａｓｓ％未満のＣｕと、０．６０ｍａｓｓ％超え１．３０ｍａｓｓ％未満のＳｉと、０．０１０ｍａｓｓ％超え０．１５ｍａｓｓ％未満のＰｂと、０．０２０ｍａｓｓ％超え０．１４ｍａｓｓ％未満のＰと、０．０２０ｍａｓｓ％超え０．１００ｍａｓｓ％以下のＢｉを含み、残部がＺｎ及び不可避不純物からなり、
前記不可避不純物のうち、Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｏ及びＣｒの合計量が０．３５ｍａｓｓ％未満であり、かつ、Ｓｎ，Ａｌの合計量が０．３５ｍａｓｓ％未満であり、
Ｃｕの含有量を［Ｃｕ］ｍａｓｓ％、Ｓｉの含有量を［Ｓｉ］ｍａｓｓ％、Ｐｂの含有量を［Ｐｂ］ｍａｓｓ％、Ｂｉの含有量を［Ｂｉ］ｍａｓｓ％、Ｐの含有量を［Ｐ］ｍａｓｓ％とした場合に、
０．０４０≦ｆ０＝［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］＜０．１８
５６．５≦ｆ１＝［Ｃｕ］−５×［Ｓｉ］＋０．５×［Ｐｂ］＋０．５×［Ｂｉ］−０．５×［Ｐ］≦５９．０
の関係を有するとともに、
非金属介在物を除いた金属組織の構成相において、α相、β相、γ相、δ相、ε相、ζ相、η相、κ相、μ相、χ相の１０相の金属相を対象とし、α相の面積率を（α）％、γ相の面積率を（γ）％、β相の面積率を（β）％、μ相の面積率を（μ）％、κ相の面積率を（κ）％、δ相の面積率を（δ）％、ε相の面積率を（ε）％、ζ相の面積率を（ζ）％、η相の面積率を（η）％、χ相の面積率を（χ）％とし、（α）+（β）+（γ）+（μ）+（κ）+（δ）+（ε）+（ζ）+（η）+（χ）＝１００としたときに、
３０≦（α）≦７０
３０≦（β）≦７０
０≦（γ）＜２
２０×（γ）／（β）＜１
３０≦（γ）１／２×３＋（β）×（−０．５×［Ｓｉ］２＋１．５×［Ｓｉ］）≦７０
４５≦（γ）１／２×３＋（β）×（−０．５×［Ｓｉ］２＋１．５×［Ｓｉ］）＋（［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］）１／２×３８＋（［Ｐ］）１／２×１５の関係を有するとともに、
前記β相内に、粒径が３μm以下で、少なくとも２０００倍の倍率で電子顕微鏡による調査で観察可能な大きさのＰを含む化合物が存在し、かつ、α相内にＢｉを含む粒子が存在していることを特徴とする。
【００２４】
本発明の第４の態様である快削性銅合金鋳物は、本発明の第１〜３の態様の快削性銅合金鋳物において、凝固温度範囲が２５℃以下であることを特徴とする。
【００２５】
本発明の第５の態様である快削性銅合金鋳物は、本発明の第１〜４の態様の快削性銅合金鋳物において、ビッカース硬さが１０５Ｈｖ以上であり、かつ、Ｕノッチ衝撃試験を行ったときの衝撃値が２５Ｊ／ｃｍ２以上であることを特徴とする。
【００２６】
本発明の第６の態様である快削性銅合金鋳物は、本発明の第１〜５の態様の快削性銅合金鋳物において、機械部品、自動車部品、電気・電子機器部品、玩具、摺動部品、圧力容器、計器部品、精密機械部品、医療用部品、建築用金具、水栓金具、飲料用器具・部品、排水用器具・部品、工業用配管部品に用いられることを特徴とする。
【００２７】
本発明の第７の態様である快削性銅合金鋳物の製造方法は、本発明の第１〜６の態様の快削性銅合金鋳物の製造方法であって、溶解、鋳造工程を有し、前記溶解、鋳造工程のうち、鋳造後の冷却過程において、５３０℃から４５０℃までの温度領域における平均冷却速度を０．１℃／分以上５５℃／分以下の範囲内とすることを特徴とする。
【発明の効果】
【００２８】
本発明の一態様によれば、被削性、鋳造性に優れ、強度が高く、および靭性に優れ、鉛の含有量を大幅に減少させた快削性銅合金鋳物、及び、快削性銅合金鋳物の製造方法を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００２９】
【図１】試験Ｎｏ．Ｔ０７の銅合金の金属組織の写真である。
【図２】試験Ｎｏ．Ｔ３５の銅合金の金属組織の写真である。
【図３】試験Ｎｏ．Ｔ１０６の銅合金の金属組織の写真である。
【図４】ターターテストにおいて、ターターモールドに鋳込まれた鋳物の断面説明図である。
【図５】合金Ｎｏ．Ｓ０１について、ターターテストを行って得られた鋳物の断面のマクロ組織である。
【図６】試験Ｎｏ．Ｔ０７の切削試験後の切屑の写真である。
【図７】試験Ｎｏ．Ｔ３５の切削試験後の切屑の写真である。
【図８】試験Ｎｏ．Ｔ１０６の切削試験後の切屑の写真である。
【発明を実施するための形態】
【００３０】
以下に、本発明の実施形態に係る快削性銅合金鋳物及び快削性銅合金鋳物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鋳物は、バルブ、継手、給排水部材、圧力容器などの、機械部品、自動車部品、電気・家電・電子部品、および、飲料用水、工業用水、水素などの液体または気体と接触する器具・部品に用いられるものである。
【００３１】
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、組成関係式ｆ０、ｆ１を規定している。
Ｂｉを含有する場合は、組成関係式ｆ０＝［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］
組成関係式ｆ１＝［Ｃｕ］−５×［Ｓｉ］＋０．５×［Ｐｂ］＋０．５×［Ｂｉ］−０．５×［Ｐ］
Ｂｉを含まない場合には、ｆ１中の［Ｂｉ］は０であり、ｆ１は、ｆ１＝［Ｃｕ］−５×［Ｓｉ］＋０．５×［Ｐｂ］−０．５×［Ｐ］となる。
【００３２】
さらに、本実施形態では、非金属介在物を除いた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）％で示すものとする。各相の面積率は、各相の量、各相の割合、各相の占める割合とも言う。そして、本実施形態では、以下のように、複数の組織関係式および組織・組織関係式を規定している。
組織関係式ｆ２＝（α）
組織関係式ｆ３＝（β）
組織関係式ｆ４＝（γ）
組織関係式ｆ５＝２０×（γ）／（β）
組織関係式ｆ６＝（γ）１／２×３＋（β）×（−０．５×［Ｓｉ］２＋１．５×［Ｓｉ］）
組織・組成関係式ｆ６Ａ＝（γ）１／２×３＋（β）×（−０．５×［Ｓｉ］２＋１．５×［Ｓｉ］）＋（［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］）１／２×３８＋（［Ｐ］）１／２×１５
Ｂｉを含まない場合には、ｆ６Ａ中の［Ｂｉ］は０であり、ｆ６Ａは、ｆ６Ａ＝（γ）１／２×３＋（β）×（−０．５×［Ｓｉ］２＋１．５×［Ｓｉ］）＋（［Ｐｂ］）１／２×３８＋（［Ｐ］）１／２×１５となる。
【００３３】
本発明の第１の実施形態に係る快削性銅合金鋳物は、５８．５ｍａｓｓ％超え６５．０ｍａｓｓ％未満のＣｕと、０．４０ｍａｓｓ％超え１．４０ｍａｓｓ％未満のＳｉと、０．００２ｍａｓｓ％超え０．２５ｍａｓｓ％未満のＰｂと、０．００３ｍａｓｓ％超え０．１９ｍａｓｓ％未満のＰを含み、任意元素として、０．００１ｍａｓｓ％以上０．１００ｍａｓｓ％以下のＢｉを含み、残部がＺｎ及び不可避不純物からなり、前記不可避不純物のうち、Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｏ及びＣｒの合計量が０．４５ｍａｓｓ％未満であり、かつ、Ｓｎ，Ａｌの合計量が０．４５ｍａｓｓ％未満であり、Ｂｉを含有する場合には上述の組成関係式ｆ０が０．００３＜ｆ０＜０．２５の範囲内、組成関係式ｆ１が５６．０≦ｆ１≦５９．５の範囲内、組織関係式ｆ２が２０≦ｆ２≦８０の範囲内、組織関係式ｆ３が１８≦ｆ３≦８０の範囲内、組織関係式ｆ４が０≦ｆ４＜５の範囲内、組織関係式ｆ５がｆ５＜４の範囲内、組織関係式ｆ６が１８≦ｆ６≦８２の範囲内、組織・組成関係式ｆ６Ａが３３≦ｆ６Ａの範囲内、とされており、β相内にＰを含む化合物が存在している。
【００３４】
本発明の第２の実施形態に係る快削性銅合金鋳物は、５９．０ｍａｓｓ％超え６５．０ｍａｓｓ％未満のＣｕと、０．５０ｍａｓｓ％超え１．３５ｍａｓｓ％未満のＳｉと、０．０１０ｍａｓｓ％超え０．２０ｍａｓｓ％未満のＰｂと、０．０１０ｍａｓｓ％超え０．１５ｍａｓｓ％未満のＰを含み、任意元素として、０．００１ｍａｓｓ％以上０．１００ｍａｓｓ％以下のＢｉを含み、残部がＺｎ及び不可避不純物からなり、前記不可避不純物のうち、Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｏ及びＣｒの合計量が０．４０ｍａｓｓ％未満であり、かつ、Ｓｎ，Ａｌの合計量が０．４０ｍａｓｓ％未満であり、Ｂｉを含有する場合には上述の組成関係式ｆ０が０．０２０≦ｆ０＜０．２０の範囲内、組成関係式ｆ１が５６．３≦ｆ１≦５９．２の範囲内、組織関係式ｆ２が２５≦ｆ２≦７５の範囲内、組織関係式ｆ３が２５≦ｆ３≦７５の範囲内、組織関係式ｆ４が０≦ｆ４＜３の範囲内、組織関係式ｆ５がｆ５＜２の範囲内、組織関係式ｆ６が２５≦ｆ６≦７６の範囲内、組織・組成関係式ｆ６Ａが４０≦ｆ６Ａの範囲内、とされており、β相内にＰを含む化合物が存在している。
【００３５】
本発明の第３の実施形態に係る快削性銅合金鋳物は、５９．５ｍａｓｓ％超え６４．５ｍａｓｓ％未満のＣｕと、０．６０ｍａｓｓ％超え１．３０ｍａｓｓ％未満のＳｉと、０．０１０ｍａｓｓ％超え０．１５ｍａｓｓ％未満のＰｂと、０．０２０ｍａｓｓ％超え０．１４ｍａｓｓ％未満のＰと、０．０２０ｍａｓｓ％超え０．１００ｍａｓｓ％以下のＢｉを含み、残部がＺｎ及び不可避不純物からなり、前記不可避不純物のうち、Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｏ及びＣｒの合計量が０．３５ｍａｓｓ％未満であり、かつ、Ｓｎ，Ａｌの合計量が０．３５ｍａｓｓ％未満であり、上述の組成関係式ｆ０が０．０４０≦ｆ０＜０．１８の範囲内、組成関係式ｆ１が５６．５≦ｆ１≦５９．０の範囲内、組織関係式ｆ２が３０≦ｆ２≦７０の範囲内、組織関係式ｆ３が３０≦ｆ３≦７０の範囲内、組織関係式ｆ４が０≦ｆ４＜２の範囲内、組織関係式ｆ５がｆ５＜１の範囲内、組織関係式ｆ６が３０≦ｆ６≦７０の範囲内、組織・組成関係式ｆ６Ａが４５≦ｆ６Ａの範囲内、とされており、β相内にＰを含む化合物が存在し、かつ、α相内にＢｉを含む粒子が存在している。
【００３６】
ここで、本発明の第１〜３の実施形態である快削性銅合金鋳物においては、凝固温度範囲が２５℃以下であることが好ましい。
また、本発明の第１〜３の実施形態である快削性銅合金鋳物においては、ビッカース硬さが１０５Ｈｖ以上であり、かつ、Ｕノッチ衝撃試験を行ったときの衝撃値（Ｕノッチ衝撃試験で測定される衝撃値）が２５Ｊ／ｃｍ２以上であることが好ましい。
【００３７】
以下に、成分組成、組成関係式ｆ０、ｆ１、組織関係式ｆ２，ｆ３，ｆ４，ｆ５，ｆ６、組織・組成関係式ｆ６Ａ、金属組織を、上述のように規定した理由について説明する。
【００３８】
＜成分組成＞
（Ｃｕ）
Ｃｕは、本実施形態の銅合金鋳物の主要元素であり、本発明の課題を克服するためには、少なくとも５８．５ｍａｓｓ％超えの量のＣｕを含有する必要がある。Ｃｕ含有量が５８．５ｍａｓｓ％以下の場合、Ｓｉ，Ｚｎ，Ｐ，Ｐｂの含有量や、製造プロセスにもよるが、β相の占める割合が８０％を超え、材料としての延性、靱性に劣る。よって、Ｃｕ含有量の下限は、５８．５ｍａｓｓ％超えであり、好ましくは５９．０ｍａｓｓ％超え、より好ましくは５９．５ｍａｓｓ％超えであり、さらに好ましくは６０．５ｍａｓｓ％超えである。
一方、Ｃｕ含有量が６５．０ｍａｓｓ％以上であると、Ｓｉ，Ｚｎ，Ｐ，Ｐｂの含有量や、製造プロセスにもよるが、β相の占める割合が少なくなり、一方、γ相の占める割合が多くなる。場合によっては、μ相や他の相が出現する。その結果、優れた被削性が得られなくなり、延性や靭性も乏しくなる。また、鋳造性と密接な関係にある凝固温度範囲が広くなる。従って、Ｃｕ含有量は、６５．０ｍａｓｓ％未満であり、好ましくは６４．５ｍａｓｓ％未満、より好ましくは６４．２ｍａｓｓ％未満であり、さらに好ましくは６４．０ｍａｓｓ％未満である。
【００３９】
（Ｓｉ）
Ｓｉは、本実施形態である快削性銅合金鋳物の主要な元素であり、Ｓｉは、κ相、γ相、μ相、β相、ζ相などの金属相の形成に寄与する。Ｓｉは、本実施形態である快削性銅合金鋳物の被削性、強度、耐摩耗性、耐応力腐食割れ性を向上させ、溶湯の粘度を下げ、湯流れ性を向上させ、鋳造性を向上させる。被削性に関し、含有量が前記の範囲にあるＣｕと、Ｚｎと、Ｓｉの含有によって形成されるβ相に、優れた被削性を有することを究明した。被削性に優れるβ相は、例えば代表的なものとして、Ｃｕが約６０ｍａｓｓ％、Ｓｉが約１．３ｍａｓｓ％、Ｚｎが約３８．５ｍａｓｓ％からなるβ相が挙げられる。また、同時に、前記の範囲にあるＣｕと、Ｚｎと、Ｓｉの含有によって形成されるγ相にも、β相の存在の元で、優れた被削性を有していることを究明した。
【００４０】
α相は、例えば代表的な組成として、Ｃｕが約６７ｍａｓｓ％、Ｓｉが約０．８ｍａｓｓ％、Ｚｎが約３２ｍａｓｓ％からなる組成が挙げられる。本実施形態の組成範囲では、α相も、Ｓｉの含有により被削性は改善されるが、その改善の度合いはβ相に比べはるかに小さい。
また、Ｓｉの含有によってα相、β相が固溶強化され、合金が強化され、合金の延性や靭性にも影響を与える。そしてＳｉの含有は、合金の導電率を低くするが、β相の形成により、導電率を向上させる。
銅合金鋳物として優れた被削性を有するために、高い強度を得るために、及び湯流れ性・鋳造性を向上させるためには、Ｓｉは０．４０ｍａｓｓ％を超えた量で含有する必要がある。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．５０ｍａｓｓ％超えであり、より好ましくは０．６０ｍａｓｓ％超え、さらに好ましくは１．００ｍａｓｓ％超えである。
そして、Ｓｉを、０．４０ｍａｓｓ％超え、好ましくは０．５０ｍａｓｓ％を超え、より好ましくは０．６０ｍａｓｓ％超えた量で含有させると、Ｂｉが少量であっても、Ｂｉ粒子がα相内に存在するようになる。さらにＳｉを多く含有させると、Ｂｉ粒子がα相内に存在する頻度が高くなり、Ｐｂより被削性への効果が劣ると言われているＢｉをより効果的に活用することができるようになる。
【００４１】
一方、Ｓｉ含有量が多すぎると、γ相が過多になり、場合によっては、μ相が析出する。γ相は、β相より延性、靭性に劣り、銅合金鋳物の延性を低下させる。特にγ相が過多であると、ドリル切削のスラスト値が増す。Ｓｉの増量は合金の導電率を悪くする。また、ＣｕとＺｎの配合にもよるが、Ｓｉが多すぎると、凝固温度範囲を広くし、鋳造性を悪くする。本実施形態では、鋳造性に優れるとともに、良好な強度、靭性、伝導性を兼ね備えることも目標としているので、Ｓｉ含有量の上限は、１．４０ｍａｓｓ％未満であり、好ましくは１．３５ｍａｓｓ％未満であり、より好ましくは１．３０ｍａｓｓ％未満であり、さらに好ましくは１．２５ｍａｓｓ％未満である。製造プロセスやＣｕ濃度にもよるが、Ｓｉ含有量が約１．３ｍａｓｓ％より少なくなると、γ相の量は、おおよそ２％より少なくなるが、適度にβ相の占める割合を増やすことにより、優れた被削性を保持でき、高い強度と良好な靱性を備えることができる。
【００４２】
Ｃｕ−Ｚｎの２元合金ベースに、第３、第４の元素を含有させると、また、その量を増減させると、β相の特性、性質は、変化する。特許文献２〜６に記載されているように、Ｃｕが約６９ｍａｓｓ％以上、Ｓｉが約２％以上、残部がＺｎの合金で存在するβ相と、本実施形態の、例えば、Ｃｕが約６３ｍａｓｓ％、Ｓｉが約１．２ｍａｓｓ％、残部がＺｎの合金で生成するβ相とは、同じβ相であっても、特性や性質が異なる。さらに、不可避不純物が多く含まれると、β相の性質も変化し、場合によっては、被削性を含む特性が変化し、低下する。同様にγ相の場合、形成されるγ相も主要元素の量や配合割合が異なると、γ相の性質は相違し、不可避不純物が多く含まれると、γ相の性質も変化する。そして、同じ組成であっても、冷却速度などの製造条件によって、存在する相の種類、または、相の量、各相への各元素の分配が変化する。
【００４３】
（Ｚｎ）
Ｚｎは、Ｃｕ、Ｓｉとともに本実施形態の快削性銅合金鋳物の主要構成元素であり、被削性、強度、高温特性、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含有量は、約４１ｍａｓｓ％より少なく、好ましくは約４０ｍａｓｓ％より少なく、約３３ｍａｓｓ％より多く、好ましくは３４ｍａｓｓ％より多い。
【００４４】
（Ｐ）
Ｐは、α相とβ相からなるＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金において、β相に優先的に配分される。Ｐは、まず、β相中へのＰの固溶により、Ｓｉを含有したβ相の被削性を向上させることができる。そして、Ｐの含有と製造プロセスによって、平均で直径０．３〜３μｍの大きさのＰを含む化合物がβ相中に形成される。これらの化合物により、外周切削の場合、主分力、送り分力、背分力の３分力を低下させ、ドリル切削の場合では、特にトルクを引き下げる。外周切削の３分力と、ドリル切削のトルクと、切屑形状とは、連動しており、３分力、トルクが小さいほど、切屑は分断される。
また、Ｐにはα相の結晶粒を細かくする作用があり、α相を細かくすることにより、銅合金鋳物の被削性を向上させる。
【００４５】
Ｐを含む化合物は、鋳込み後、凝固、冷却過程の中で、５３０℃より高い温度では、基本的に形成されない。Ｐは、冷却中、主としてβ相に固溶し、ある臨界の冷却速度以下で、主としてβ相内、またはβ相とα相の相境界に、Ｐを含む化合物が析出する。α相中には、Ｐを含む化合物が析出することはほとんどない。Ｐを含む析出物は、金属顕微鏡で観察すると、小さな粒子状で、平均粒子径は約０．５〜３μｍである。そして、その析出物を含有したβ相は、一段と優れた被削性を備えることができる。Ｐを含む化合物は、切削工具の寿命にほとんど影響を与えず、銅合金鋳物の延性や靭性をほとんど阻害しない。Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｃｏと、Ｓｉ，Ｐの化合物は、銅合金鋳物の強度や耐摩耗性向上に寄与するが、合金中のＳｉ，Ｐを消費し、合金の切削抵抗を高くし、切屑の分断性を低下させ、工具寿命を悪くし、延性も阻害する。
またＰは、Ｓｉとの共添加で、Ｂｉを含む粒子を、α相内に存在させやすくする働きがあり、α相の被削性の向上に貢献している。
【００４６】
これらの効果を発揮するためには、Ｐの含有量の下限は０．００３ｍａｓｓ％超えであり、好ましくは０．０１０ｍａｓｓ％超え、より好ましくは０．０２０ｍａｓｓ％超え、さらに好ましくは０．０３０ｍａｓｓ％超えである。Ｐを０．０１０ｍａｓｓ％を超えて含有すると、５００倍の金属顕微鏡でＰの化合物が観察できるようになり、Ｐが０．０２０ｍａｓｓ％を超えると、Ｐの化合物がより明瞭に見えるようになる。
一方、Ｐを０．１９ｍａｓｓ％以上の量で含むと、析出物が粗大化して被削性への効果が飽和するだけでなく、β相中のＳｉ濃度が低下し、被削性が却って悪くなり、延性や靭性も低下する。また、凝固温度範囲を広くし、鋳造性を悪くする。このため、Ｐの含有量は、０．１９ｍａｓｓ％未満であり、好ましくは０．０．１５ｍａｓｓ％未満であり、より好ましくは０．１４ｍａｓｓ％未満であり、さらに好ましくは０．１０ｍａｓｓ％未満である。Ｐの含有量は、０．０５ｍａｓｓ％未満でも、十分な量の化合物を形成する。
【００４７】
なお、例えばＰとＳｉの化合物は、Ｍｎ，Ｆｅ，Ｃｒ，ＣｏなどＳｉやＰと化合しやすい元素の量が増えると、徐々に化合物の組成比も変化する。すなわち、β相の被削性を顕著に向上させるＰを含む化合物から、徐々に被削性に効果の少ない化合物に変化する。従って、少なくとも、Ｍｎ，Ｆｅ，Ｃｒ，Ｃｏの合計含有量を０．４５ｍａｓｓ％未満、好ましくは０．４０ｍａｓｓ％未満、より好ましくは０．３５ｍａｓｓ％未満にしておく必要がある。
【００４８】
（Ｐｂ）
本実施形態においては、Ｓｉを含有し、Ｐを含有し、そしてＰの化合物が存在するβ相によって被削性に優れるようになるが、さらに少量のＰｂの含有によって銅合金鋳物として優れた被削性が達成される。Ｐｂは、被削性に優れたβ相の存在のもと、金属組織内に存在する微細なＰｂ粒子により、切屑の分断性の向上や、切削抵抗を低める効果を発揮する。本実施形態の合金組成において、Ｐｂは、約０．００１ｍａｓｓ％の量がマトリックスに固溶し、それを超えた量のＰｂは、直径が約０．１〜約３μｍのＰｂ粒子として存在し、０．００２ｍａｓｓ％超えのＰｂ含有量で効果を発揮する。Ｐｂ含有量は、０．００２ｍａｓｓ％超えであり、好ましくは０．０１０ｍａｓｓ％超え、より好ましくは０．０２０ｍａｓｓ％超えである。
一方、Ｐｂは、銅合金鋳物の被削性改善手段として非常に有効であるが、人体や環境に有害である。このため、Ｐｂの含有量は、０．２５ｍａｓｓ％未満にする必要があり、好ましくは０．２０ｍａｓｓ％未満、より好ましくは０．１５ｍａｓｓ％未満、さらに好ましくは０．１０ｍａｓｓ％以下である。
【００４９】
（Ｂｉ）
Ｂｉは、約０．００１ｍａｓｓ％の量がマトリックスに固溶し、それを超えた量のＢｉは直径が約０．１〜約３μｍの粒子として存在する。本実施形態においては、人体に有害なＰｂの量を０．２５ｍａｓｓ％未満、好ましくは０．２０ｍａｓｓ％未満、より好ましくは０．１５ｍａｓｓ％未満、さらに好ましくは０．１０ｍａｓｓ％以下に制限し、かつ、優れた被削性を目標としている。Ｂｉの被削性への効果は、Ｐｂより劣るとされていたが、Ｐｂとの共添加で、Ｐｂと大よそ同等、場合によっては同等以上の被削性の効果を発揮することが分かった。Ｐｂの存在下で、Ｂｉを含有させると、多くはＰｂとＢｉが一緒に存在し、ＰｂとＢｉが共存する粒子は、Ｂｉ粒子、Ｐｂ粒子と比較し、被削性への効果が損なわれない。Ｂｉの環境や人体への影響は、現段階では不明であるが、Ｐｂより小さいと考えられ、Ｂｉの含有によりＰｂの量を減らすことにより、環境や人体への影響が軽減される。また、本実施形態において、Ｓｉの作用により、Ｂｉを含む粒子を、優先的にα相内に存在させることができ、α相の被削性を改善し、別の手段で銅合金鋳物としての被削性を向上させることが可能となる。
すなわち、Ｂｉを含む粒子がα相に存在する頻度が多くなると、α相の被削性が改善され、Ｂｉを含む粒子による被削性を向上させる効果は、Ｐｂ粒子による被削性を向上させる効果を超えるようになる。本実施形態の銅合金鋳物は、凝固直後には、α相は存在せず、β相が１００％である。温度が下がるにつれて、具体的には、約８５０℃から約６００℃の冷却過程で、β相からα相が析出するが、そのとき、Ｂｉを含む粒子は、融体（液体）である。Ｓｉを含まないＣｕ−Ｚｎ合金の場合、α相が析出する時、Ｂｉ粒子は、β相内、或いは、析出するα相とβ相の境界に存在し、α相内には、ほとんど存在しない。一方、前記の通り、Ｃｕ−Ｚｎ合金にＳｉを含むと、Ｓｉの作用でα相内に、Ｂｉを含む粒子が存在しやすくなる。
Ｂｉは、任意元素として含有され、含まれなくともよい。Ｂｉを含む場合、Ｐｂの存在により、０．００１ｍａｓｓ％以上のＢｉ量で効果を発揮する。Ｂｉは、主として、Ｐｂの代替の位置づけになる。一方、Ｂｉ含有量が、０．０２０ｍａｓｓ％を超えると、Ｂｉを含む粒子がα相内に存在するようになり、α相の被削性が改善されて、被削性がさらに向上する。また、（１）切削速度が速い、（２）送りが大きい、（３）外周切削の切込深さが深くなる、（４）ドリル穴径が大きくなるといった、厳しい切削条件下では、Ｂｉの量は、０．０３０ｍａｓｓ％以上が好ましい。他方、Ｂｉは、銅合金鋳物を、脆くする性質がある。Ｂｉの上限は、環境や人体への影響と、銅合金鋳物の延性や靱性の低下、鋳物製作時の割れの問題を考慮に入れ、０．１００ｍａｓｓ％以下とし、好ましくは０．０８０ｍａｓｓ％以下とする。
【００５０】
（不可避不純物、特にＦｅ，Ｍｎ，Ｃｏ及びＣｒ／Ｓｎ，Ａｌ）
本実施形態における不可避不純物としては、例えばＭｎ，Ｆｅ，Ａｌ，Ｎｉ，Ｍｇ，Ｓｅ，Ｔｅ，Ｓｎ，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、特にＺｎを約３０ｍａｓｓ％以上の量で含む快削黄銅は、電気銅、電気亜鉛など、良質な原料が主原料ではなく、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。切削切屑、端材などの分別が不十分であると、Ｐｂが添加された快削黄銅、Ｐｂを含有しないがＢｉなどが添加されている快削性銅合金、或いは、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｆｅ，Ａｌを含有する特殊黄銅合金、その他の銅合金から、Ｐｂ，Ｆｅ，Ｍｎ，Ｓｉ，Ｓｅ，Ｔｅ，Ｓｎ，Ｐ，Ｓｂ，Ａｓ，Ｂｉ，Ｃａ，Ａｌ，Ｚｒ，Ｎｉおよび希土類元素が、原料として混入する。また切削切屑には、工具から混入するＦｅ，Ｗ，Ｃｏ，Ｍｏなどが含まれる。廃材は、めっきされた製品を含むため、Ｎｉ，Ｃｒ、Ｓｎが混入する。
【００５１】
また、電気銅の代わりに使用される純銅系のスクラップの中には、Ｍｇ，Ｓｎ，Ｆｅ，Ｃｒ，Ｔｉ，Ｃｏ，Ｉｎ，Ｎｉ，Ｓｅ，Ｔｅが混入する。電気銅や電気亜鉛の代わりに使用される黄銅系のスクラップには、特に、Ｓｎがメッキされていることが度々あり、高濃度のＳｎ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スクラップは、原料として使用される。なお、ＪＩＳ規格（ＪＩＳ  Ｈ  ３２５０）のＰｂが添加された快削黄銅棒Ｃ３６０４において、必須元素のＰｂを約３ｍａｓｓ％の量で含有し、さらに不純物として、Ｆｅの量は０．５ｍａｓｓ％以下、Ｆｅ＋Ｓｎ（ＦｅとＳｎの合計量）は１．０ｍａｓｓ％まで許容されている。
ＪＩＳ規格（ＪＩＳ  Ｈ  ５１２０）のＰｂが添加された黄銅鋳物において、必須元素のＰｂを約２ｍａｓｓ％の量で含有し、さらに残余成分の許容限度として、Ｆｅ量は０．８ｍａｓｓ％、Ｓｎ量は１．０ｍａｓｓ％以下、Ａｌ量は０．５ｍａｓｓ％、Ｎｉ量は１．０ｍａｓｓ％以下とされている。実際に、ＪＩＳ規格の上限に近い高い濃度のＦｅやＳｎ、またはＡｌ、Ｎｉが快削黄銅棒や黄銅鋳物に含有されていることがある。
【００５２】
Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｏ及びＣｒは、Ｃｕ−Ｚｎ合金のα相、β相、γ相にある濃度まで固溶するが、そのときＳｉが存在すると、Ｓｉと化合しやすく、Ｓｉと結合し、被削性に有効なＳｉを消費させるおそれがある。そして、Ｓｉと化合したＦｅ，Ｍｎ，Ｃｏ及びＣｒは、金属組織中にＦｅ−Ｓｉ化合物，Ｍｎ−Ｓｉ化合物，Ｃｏ−Ｓｉ化合物，Ｃｒ−Ｓｉ化合物を形成する。これらの金属間化合物は非常に硬いので、切削抵抗を上昇させるだけでなく、工具の寿命を短くする。また、Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｏ及びＣｒの量が多いと、Ｐを含む化合物の中に、これらの元素も化合し、Ｐを含む化合物の組成が変化することもあり、Ｐを含む化合物の本来の機能が損なわれる可能性もある。このため、Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｏ，及びＣｒの量は、制限しておく必要があり、それぞれの含有量は、０．３０ｍａｓｓ％未満が好ましく、より好ましくは０．２０ｍａｓｓ％未満であり、０．１５ｍａｓｓ％以下がさらに好ましい。特に、Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｏ，Ｃｒの含有量の合計は、０．４５ｍａｓｓ％未満とする必要があり、好ましくは０．４０ｍａｓｓ％未満、より好ましくは０．３５ｍａｓｓ％未満、さらに好ましくは０．２５ｍａｓｓ％以下である。
【００５３】
一方、快削性黄銅や、めっきが施された廃製品などから混入するＳｎ，Ａｌは、本実施形態の合金においてγ相の形成を促進させ、一見被削性に有用であるように思われる。しかしながら、ＳｎとＡｌは、その量が増えるにしたがって、Ｃｕ，Ｚｎ，Ｓｉで形成されるγ相本来の性質を徐々に変化させる。また、Ｓｎ、Ａｌは、α相より、β相に多く配分され、徐々にβ相の性質を変化させる。その結果、合金の延性や靭性の低下、被削性の低下を引き起こすおそれがある。そのため、Ｓｎ、Ａｌの量も制限しておくことが必要である。Ｓｎの含有量は、０．４０ｍａｓｓ％未満が好ましく、０．３０ｍａｓｓ％未満がより好ましく、０．２５ｍａｓｓ％以下がさらに好ましい。Ａｌの含有量は、０．２０ｍａｓｓ％未満が好ましく、０．１５ｍａｓｓ％以下がより好ましく、０．１０ｍａｓｓ％以下がさらに好ましい。特に、被削性、延性、人体への影響を鑑み、Ｓｎ，Ａｌの含有量の合計は、０．４５ｍａｓｓ％未満にする必要があり、好ましくは０．４０ｍａｓｓ％未満であり、より好ましくは０．３５ｍａｓｓ％未満であり、０．２５ｍａｓｓ％以下がさらに好ましい。
【００５４】
その他の主要な不可避不純物元素として、経験的に、Ｎｉはスクラップ等からの混入が多いが、特性に与える影響は前記のＦｅ，Ｍｎ，Ｓｎ等に比べて小さい。Ｎｉの含有量は０．３ｍａｓｓ％未満が好ましく、０．２ｍａｓｓ％未満がより好ましい。Ａｇについては、一般的にＡｇはＣｕとみなされ、諸特性への影響がほとんどないことから、特に制限する必要はないが、Ａｇの含有量は、０．１ｍａｓｓ％未満が好ましい。Ｔｅ，Ｓｅは、その元素自身が快削性を有し、稀であるが多量に混入する恐れがある。延性や衝撃特性への影響を鑑み、Ｔｅ，Ｓｅの各々の含有量は、０．２ｍａｓｓ％未満が好ましく、０．０５ｍａｓｓ％以下がより好ましく、０．０２ｍａｓｓ％以下がさらに好ましい。また、耐食性黄銅には、黄銅の耐食性を向上させるためにＡｓやＳｂが含まれているが、延性や衝撃特性への影響を鑑み、Ａｓ，Ｓｂの各々の含有量は、０．０５ｍａｓｓ％未満が好ましく、０．０２ｍａｓｓ％以下が好ましい。
その他の元素であるＭｇ，Ｃａ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｉｎ，Ｗ，Ｍｏ，Ｂ，および希土類元素等のそれぞれの含有量は、０．０５ｍａｓｓ％未満が好ましく、０．０３ｍａｓｓ％未満がより好ましく、０．０２ｍａｓｓ％未満がさらに好ましい。
なお、希土類元素の含有量は、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。
以上、これら不可避不純物の合計量は、１．０ｍａｓｓ％未満が好ましく、０．８ｍａｓｓ％未満がより好ましく、０．７ｍａｓｓ％未満がさらに好ましい。
【００５５】
（組成関係式ｆ１）
組成関係式ｆ１＝［Ｃｕ］−５×［Ｓｉ］＋０．５×［Ｐｂ］＋０．５×［Ｂｉ］−０．５×［Ｐ］
Ｂｉを含まない場合には、ｆ１中の［Ｂｉ］は０であり、ｆ１は、ｆ１＝［Ｃｕ］−５×［Ｓｉ］＋０．５×［Ｐｂ］−０．５×［Ｐ］となる。
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。ｆ１が５６．０未満であると、製造プロセスを工夫したとしても、β相の占める割合が多くなり、延性や靱性が低くなる。よって、ｆ１の下限は、５６．０以上であり、好ましくは５６．３以上であり、より好ましくは５６．５以上である。ｆ１がより好ましい範囲になるにしたがって、α相の占める割合が増え、優れた被削性を保持するとともに、良好な衝撃特性を備えることができる。
【００５６】
一方、組成関係式ｆ１の上限は、β相の占める割合、または、γ相の占める割合に影響し、組成関係式ｆ１が５９．５より大きいと、β相の占める割合が少なくなり、優れた被削性が得られない。同時にγ相の占める割合が多くなり、靱性や延性が低下し、強度も下がる。場合によってはμ相が出現する。また、ｆ１の上限は、鋳造性に関係し、ｆ１の上限を超えると、最終凝固部に存在する欠陥が多くなる。また、鋳造性と凝固温度範囲は深い関係にあり、凝固温度範囲が広いと鋳造性が悪くなり、ｆ１の上限を超えると、凝固温度範囲が２５℃を超え、最終凝固部に存在する欠陥が多くなる。よって、ｆ１の上限は５９．５以下であり、好ましくは５９．２以下であり、より好ましくは５９．０以下であり、さらに好ましくは５８．５以下である。組成やプロセスによるが、ｆ１の値が小さくなるにしたがって、β相が増え、被削性が向上し、強度が高くなり、凝固温度範囲が小さくなって、鋳造性が向上する。
【００５７】
本実施形態である快削性銅合金鋳物は、切削時の抵抗を低くし、切屑を細かく分断させるという一種の脆さが求められる被削性と、靱性、延性との全く相反する特性を備えたものであるが、組成だけでなく、組成関係式ｆ１および、後述する組織関係式ｆ２〜ｆ６、組織・組成関係式ｆ６Ａを、詳細に議論することにより、より目的や用途に合った合金を提供することができる。なお、Ｓｎ，Ａｌ，Ｃｒ，Ｃｏ，Ｆｅ，Ｍｎおよび別途規定した不可避不純物については、不可避不純物として扱われる範疇の範囲内であれば、組成関係式ｆ１に与える影響が小さいことから、組成関係式ｆ１では規定していない。
（組成関係式ｆ０）
Ｂｉを含有する場合、組成関係式ｆ０＝［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］
Ｂｉは、銅合金鋳物の被削性を改善するうえで、簡便的にＢｉはＰｂと同等の効果を有すると評価でき、Ｐｂの代替として、任意にＢｉを含有することができる。そのためには、［Ｐｂ］と［Ｂｉ］の和であるｆ０が、０．００３を超える必要がある。ｆ０は、好ましくは０．０１０以上であり、より好ましくは０．０２０以上であり、さらに好ましくは０．０４０以上である。特に、（１）切削速度が速い、（２）送りが大きい、（３）外周切削の切込深さが深くなる、（４）ドリル穴径が大きくなる、（５）ドリル切削が深いといった、厳しい切削条件下では、ｆ０は、好ましくは０．０４０以上、より好ましくは０．０５０以上である。同時にＢｉの量が０．０２０ｍａｓｓ％を超え、かつ、Ｂｉを含む粒子がα相内に存在することが好ましい。
一方、現段階では、Ｂｉの環境や人体への影響は、現段階では不明であるが、Ｐｂの一部をＢｉで代替したとしても、ｆ０は、０．２５未満である必要がある。ｆ０は、好ましくは０．２０未満であり、さらに好ましくは０．１８未満である。ＰｂとＢｉの合計含有量が、０．１８ｍａｓｓ％より少なくても、ｆ１、および、後述する関係式ｆ２〜ｆ６，ｆ６Ａを満たすことにより、優れた被削性を備える銅合金鋳物が得られる。
【００５８】
（特許文献との比較）
ここで、上述した特許文献２〜１５に記載されたＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金と本実施形態の銅合金鋳物との組成を比較した結果を表１，２に示す。
本実施形態と特許文献２〜１０とは、主要元素であるＣｕ、Ｓｉの含有量が異なっており、Ｃｕを多量に必要としている。
また、特許文献２〜４，６，９，１０では、金属組織において、β相は、被削性を阻害するとして、好ましくない金属相として挙げられ、被削性の関係式で、β相はマイナスの相（相の量にマイナスの係数が付与された相）として挙げられている。また、β相が存在する場合、熱処理によって、被削性に優れるγ相に、相変化させることが好ましいとされている。
特許文献４，９，１０は、許容できるβ相の量が記載されているが、β相の量は、最大で５％以下である。
特許文献１１は、耐脱亜鉛腐食性を向上させるために、ＳｎとＡｌを少なくとも、各々０．１ｍａｓｓ％以上の量で含有し、優れた被削性を得るためには、多量のＰｂ、Ｂｉの含有を必要としている。
特許文献１２は、Ｃｕを６５ｍａｓｓ％以上の量で必要とし、Ｓｉの含有とともに、Ａｌ，Ｓｂ，Ｓｎ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｂ等を微量含有させることにより、良好な機械的性質、鋳造性を備えた耐食性を有する銅合金鋳物である。
特許文献１３はＰを含有していない。
特許文献１４では、Ｂｉを含有せず、Ｓｎを０．２０ｍａｓｓ％以上含有し、７００℃〜８５０℃の高温に保持し、次いで熱間押出するとしている。
特許文献１５では、耐脱亜鉛腐食性を向上させるために、Ｓｎを１．５ｍａｓｓ％以上の量で含有している。また、被削性を得るために、多量のＢｉを必要としている。
さらに、いずれの特許文献においても、本実施形態で必須の要件である、Ｓｉを含有するβ相が被削性に優れていること、少なくともβ相の量が１８％以上必要であること、β相内に微細なＰを含む化合物が存在すること、第３の実施形態であるα相内にＢｉを含む粒子が存在することに関し、何も開示されておらず示唆もされていない。
【００５９】
【表１】
0006799305.tif 000002
【００６０】
【表２】
0006799305.tif 000003
【００６１】
＜金属組織＞
Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金には、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。Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金鋳物の場合、熱間押出などの熱間加工を経た銅合金と比較して、出現する相の構成、それらの相の割合に関し、さらに平衡状態からずれた金属組織になることが経験されている。また、鋳物の製作過程において、同じ組成の合金であっても、冷却速度によって、β、γ相の量が、大きく変化する。最終的には金属組織に存在する相の種類と面積率の範囲を特定し、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。そこで、以下のように、組織関係式を規定している。
２０≦ｆ２＝（α）≦８０、
１８≦ｆ３＝（β）≦８０、
０≦ｆ４＝（γ）＜５、
ｆ５＝２０×（γ）／（β）＜４
１８≦ｆ６＝（γ）１／２×３＋（β）×（−０．５×［Ｓｉ］２＋１．５×［Ｓｉ］）≦８２
【００６２】
（γ相、組織関係式ｆ４）
特許文献２〜６，９，１０に記載されているように、γ相は、Ｃｕ濃度が約６９ｍａｓｓ％〜約８０ｍａｓｓ％、Ｓｉ濃度が約２〜４ｍａｓｓ％のＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金において、被削性に最も貢献する相である。本実施形態においても、γ相は被削性に貢献することが確認できたが、延性と強度とのバランス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。具体的には、γ相の占める割合を５％以上にすると、良好な延性や靭性が得られない。γ相は、少量で、ドリル切削の切屑の分断性をよくする作用がある。しかし、γ相は硬いため、γ相が多く存在すると、ドリル切削のスラスト抵抗値を高くする。β相が１８％以上の量（面積率、以下、相の量の単位は面積率である）で存在することを前提に、γ相の被削性への効果は、γ相の量の１／２乗の値に相当する。少量のγ相が含有する場合では、被削性への改善効果は大きいが、γ相の量を増やしても被削性の改善効果は減少していく。延性と、ドリル切削や外周切削の切削抵抗を考慮に入れると、γ相の量は、５％未満にする必要がある。γ相の量は、好ましくは３％未満であり、より好ましくは２％未満である。γ相の量が２％未満になると、靱性への影響は、少なくなる。γ相が存在しない、すなわち（γ）＝０の場合でも、Ｓｉを含有するβ相を後述の割合で存在させ、かつＰｂの含有と、任意元素としてＢｉを含有させることにより、優れた被削性が得られる。
【００６３】
（β相、組織関係式ｆ３、ｆ５）
特許文献に記載されているγ相の量を制限し、κ相、μ相を皆無、または含まず、優れた被削性を得るためには、最適なＳｉ量とＣｕ、Ｚｎの量との配合割合、β相の量、β相に固溶するＳｉ量が重要となる。なお、ここで、β相には、β’相が含まれるものとする。
本実施形態における組成範囲にあるβ相は、α相に比べると延性に乏しいが、延性や靭性の面からは大きな制約を受けるγ相に比べると、β相は、遥かに靱性、延性に富み、κ相やμ相と比べても靱性、延性に富む。したがって、靱性や延性の点から、比較的多くのβ相を含有させることができる。また、β相は、高濃度のＺｎとＳｉを含有するにも関わらず、良好な伝導性を得ることができる。但し、β相やγ相の量は、組成だけでなく、プロセスに大きく影響される。
【００６４】
本実施形態のＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ−Ｐ−Ｐｂ合金、またはＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ−Ｐ−Ｐｂ−Ｂｉ合金の鋳物において、Ｐｂの含有量を最小限に留めながら良好な被削性にするためには、少なくとも、β相の量は１８％以上必要であり、かつ、良好な延性を有し、高い強度を得るために、β相の量は、γ相の５倍の量より多くする必要がある。すなわち、ｆ５＝２０×（γ）／（β）＜４（ｆ５を式変形すると５×（γ）＜（β））を満たす必要がある。β相の量は、好ましくは２５％以上であり、より好ましくは３０％以上である。γ相の量が、３％未満、さらには２％未満であっても、良好な被削性を備えることができる。γ相の量が、３％未満、さらには２％未満であり、かつ、β相の量が、γ相の量の、１０倍、さらには２０倍超えると、より良好な延性、靭性と高い強度を備えることができる。すなわち、ｆ５＝２０×（γ）／（β）＜２（ｆ５を式変形すると１０×（γ）＜（β））、またはｆ５＝２０×（γ）／（β）＜１になる。γ相の量が０％のとき、β相の量は、好ましくは２５％以上、より好ましくは３０％以上、さらに好ましくは４０％以上である。β相の占める割合が約５０％、被削性に乏しいα相の占める割合が約５０％であっても、合金の被削性は、高いレベルで維持される。なお、本実施形態の快削性銅合金鋳物は、優れた耐食性、耐脱亜鉛腐食性を目指したものではない。尤も、Ｓｉのα相、β相への固溶により、α相、β相の耐食性は向上し、Ｓｉを含有しない、β相を含む快削黄銅Ｃ３６０４、鍛造用黄銅Ｃ３７７１より良好な耐食性を示すが、前記文献に示されているような、優れた耐食性は備えていない。
【００６５】
Ｐを含み、γ相の占める割合が０％、または２％未満で、β相の量が、約４０％以上の場合、合金の被削性は、Ｐを含む化合物が存在するβ単相合金の被削性を引き継ぐ。軟らかいα相が、β相の周りにクッション材の役割を果たし、或いは、軟質のα相と硬質のβ相の相境界が切屑の分断の起点になると考えられ、β相の量が約４０〜約５０％であっても、優れた被削性を保持する、すなわち、低い切削抵抗を維持し、場合によっては切屑の分断性が向上する。しかし、β相の量が減少し、約１８％〜約３０％に達すると、α相の性質が勝るようになり、β相が約２５％付近を境にして、被削性が低下する。
【００６６】
一方、β相は、α相に比べ延性や靱性に劣る。β相の占める割合が減少するとともに、延性は向上する。良好な延性を得て、強度と延性、靱性とのバランスをよくするためには、β相の占める割合を８０％以下にする必要があり、好ましくは７５％以下であり、より好ましくは７０％以下である。靱性や延性を重要視するとき、β相の占める割合は、６０％以下が好ましい。使用する目的、用途により、適切なβ相の占める割合は、多少変動する。
【００６７】
なお、β相は、高温で延性に富む性質がある。ＰｂやＢｉを含む銅合金鋳物が、凝固後、室温まで冷却される際に、Ｐｂ，Ｂｉは約３００℃まで融体で存在するので、熱ひずみなどによって割れが生じやすくなる。特にＢｉの影響が大きい。その場合、高温では、延性に富んだ、軟らかいβ相が、少なくとも１８％以上、好ましくは２５％以上存在すると、低融点金属Ｐｂ，Ｂｉによる割れ感受性を低くすることができる。基本的に高温では、常温より多くのβ相が存在するので、常温でβ相が多いほど、より鋳造割れの感受性を低くすることができる。
【００６８】
（Ｓｉ濃度とβ相の被削性）
β相は、本実施形態における組成範囲において、β相に固溶するＳｉ量が増えるほど被削性が向上する。合金のＳｉ濃度と、β相の量と、合金の被削性の関係を鋭意研究の結果、合金の被削性は、簡便的に、Ｓｉ濃度（ｍａｓｓ％）を［Ｓｉ］としたとき、β相の量に、（−０．５×［Ｓｉ］２＋１．５×［Ｓｉ］）を掛け合わすとよく適合することが判明した。すなわち、同じβ相であっても、Ｓｉ濃度の高いβ相のほうが、被削性がよい。例えば、合金のＳｉ濃度が１．０ｍａｓｓ％の場合、合金のＳｉ濃度が１．２ｍａｓｓ％に比べ、１．０８倍の量のβ相が必要であることを示している。但し、合金のＳｉ濃度が、約１．３ｍａｓｓ％から約１．５ｍａｓｓ％の間でβ相の被削性の改善効果は飽和し、それどころか、約１．５ｍａｓｓ％を超えると、Ｓｉ濃度が増すほど、β相の被削性は低下する。
一方、被削性に効果を発揮する、β相中のＳｉ濃度は、少なくとも０．５ｍａｓｓ％を超える必要がある。β相中のＳｉ濃度は、好ましくは０．７ｍａｓｓ％を超えで、より好ましくは１．０ｍａｓｓ％以上である。β相中のＳｉ濃度が、約１．６ｍａｓｓ％になると、被削性の効果は飽和し始め、約１．８ｍａｓｓ％を超えると、β相は、さらに硬く、脆くなり、被削性効果が喪失し始める。したがって、β相中のＳｉ濃度の上限は、１．８ｍａｓｓ％である。
【００６９】
（β相、組織関係式ｆ６）
組織関係式ｆ６は、組織関係式ｆ３〜ｆ５に加え、総合的に優れた被削性と延性、強度を得るための、γ相、β相の割合にそれぞれ係数を与えて示したものである。γ相は、前記のとおり、少量で、ドリル加工時の切屑の分断性に優れた効果があり、γ相の量の１／２乗に係数３が掛け合わされている。β相は、合金のＳｉ濃度に重みがつけられ、β相の量に、（−０．５×［Ｓｉ］２＋１．５×［Ｓｉ］）が掛け合わされ、γ相の量の１／２乗に係数３を掛け合わした値との和が、被削性を得るための組織関係式ｆ６として表されている。組織関係式ｆ６は、重要であるが、前記の組成関係式ｆ０、ｆ１と、組織関係式ｆ２〜ｆ５を満たして初めて成立する。良好な被削性を得るための組織関係式ｆ６の下限値は、１８以上であり、好ましくは２５以上であり、より好ましくは３０以上である。被削性を重要視すれば、好ましくは４０以上である。一方、組織関係式ｆ６の上限値は、靱性、延性、強度等の特性を鑑み、８２以下であり、好ましくは７６以下であり、より好ましくは７０以下である。
【００７０】
なお、関係式ｆ０〜ｆ６において、α相、β相、γ相、δ相、ε相、ζ相、η相、κ相、μ相、χ相の金属相を対象としており、Ｐを含む化合物を除く金属間化合物、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。Ｐを含む化合物は、大部分がβ相内、及びα相とβ相の境界に存在するので、β相内、α相とβ相の境界にあるＰを含む化合物は、β相に含めるものとする。稀にＰを含む化合物がα相内に存在する場合は、α相に含めるものとする。一方、ＳｉやＰと不可避的に混入する元素（例えばＦｅ，Ｍｎ，Ｃｏ，Ｃｒ）によって形成される金属間化合物は、金属相の面積率の適用範囲外である。本実施形態においては、５００倍の金属顕微鏡で観察できる大きさ、約１０００倍の金属顕微鏡で確認、判別できる析出物、金属相を対象としている。したがって、観察できる析出物、金属相の大きさの最小値は、概ね、約０．５μｍであり、例えば、β相内に、約０．５μｍより小さな、０．１〜０．４μｍの大きさのγ相が存在することもあるが、これらのγ相は、金属顕微鏡では確認できないので、β相と見なす。
【００７１】
（組織・組成関係式ｆ６Ａ）
合金として良好な被削性を得るための条件式として、ｆ６の金属組織の関係式に、個々の作用で被削性が改善されるＰｂ、Ｂｉ、およびＰの効果を加える必要がある。Ｓｉを含有するβ相であって、β相内にＰを含む化合物が存在する条件下で、β相中へのＰの固溶量が増すにしたがって、またはＰを含む化合物の量が増えるにしたがって被削性が向上し、金属顕微鏡でＰの化合物が観察されるようになると、一層被削性が向上する。Ｐｂは、ごく少量の含有で、被削性が向上する。Ｂｉは、概ねＰｂと同等の効果があり、α相内にＢｉを含む粒子が存在すると、さらに被削性が向上する。Ｐｂ、Ｂｉ、Ｐによる被削性の向上の度合いは、Ｐｂの量の１/２乗、またはＰｂとＢｉの合計含有量の１/２乗、Ｐの量の１／２乗と深い関係を持つことが、鋭意研究を進めた結果、見出された。Ｂｉの効果は前記のとおり、簡便的にＰｂと同じ効果と考えられ、Ｐｂ＋Ｂｉで表すことができる。すなわち、Ｐｂ、或いはＰｂ＋Ｂｉ、Ｐともごく少量の含有で大きな効果を発揮し、含有量が増すとともに被削性の向上効果は増すが、徐々に緩やかなものになる。
まとめると、β相中に含有されるＳｉ濃度およびβ相の量、β相中でのＰの固溶量およびβ相中に存在するＰを含む化合物の量、微細な粒子として存在するＰｂの量、またはＰｂ＋Ｂｉの量は、それぞれ別々の作用により合金の被削性を向上させるが、これらのすべての要件が揃うと、それらの相乗作用により大きな被削性の改善効果を発揮し、ＰｂまたはＰｂ＋Ｂｉ、Ｐともにごく少量の含有で、大幅に銅合金鋳物の被削性が向上する。
組織・組成関係式ｆ６Ａは、ｆ６すなわちβ相の被削性を表す効果に、Ｐｂの量、またはＰｂ＋Ｂｉの量（［Ｐｂ］、または［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］）の１／２乗に係数３８が掛け合わされ、Ｐの量（ｍａｓｓ％、［Ｐ］）の１／２乗に係数１５が掛け合わされ、各々加算されたものである。良好な被削性を得るためには、ｆ６Ａが、少なくとも３３以上であり、好ましくは４０以上、より好ましくは４５以上、さらに好ましくは５０以上である。組織関係式ｆ６を満たしても、ＰｂまたはＰｂ＋Ｂｉ、Ｐの効果を加えたｆ６Ａを満たさないと、良好な被削性が得られない。なお、ＰｂまたはＰｂ＋Ｂｉ、およびＰが、本実施形態で規定する範囲内であれば、延性等への影響は、ｆ６の関係式の上限で定められているので、ｆ６Ａで規定する必要はない。なお、ｆ６の値が比較的小さい場合であっても、ＰｂまたはＰｂ＋Ｂｉ、およびＰの含有量を増すことにより、被削性は向上する。さらに、（１）切削速度が速くなる、（２）送りが大きくなる、（３）外周切削の切込深さが深くなる、（４）ドリル穴径が大きくなる、（５）ドリル切削長さが深いなど、切削条件が厳しくなる場合、ｆ６Ａを大きくすることが効果的で、その中でも、ＰｂまたはＰｂ＋Ｂｉの項を大きくすることが好ましい。
なお、ｆ６、ｆ６Ａは、本実施形態で規定する各元素の濃度範囲内、及びｆ０〜ｆ５で規定される範囲内でのみ適用される。
【００７２】
（α相、組織関係式ｆ２）
α相は、β相、或いはγ相とともにマトリックスを構成する主要な相である。Ｓｉを含有したα相は、Ｓｉを含有しないものに比べると、被削性指数で、３〜１０％の向上に留まるが、Ｓｉ量が増すにしたがって被削性は向上する。β相が１００％であると、合金の延性、靱性で問題があり、適切な量のα相が必要である。β単相合金から、α相を比較的多く含んでも、条件が揃うと、β単相合金の被削性が維持される。例えば、α相が約５０％の面積率で含んでも、軟質のα相自体がクッション材の役割を果たし、切削時、硬質のβ相との境界が応力集中源になって切屑を分断するので、優れたβ単相合金の被削性が維持され、場合によっては被削性が向上すると考えられる。
【００７３】
鋭意研究を重ねた結果、合金の延性、靭性、および延性と強度とのバランスを加味し、α相の量は、２０％以上必要であり、好ましくは２５％以上、より好ましくは３０％以上であり、さらに好ましくは３５％以上である。靱性を重要視する場合は、α相が４０％以上であることが好ましい。一方、α相の量の上限は、良好な被削性を得るためには、８０％以下にする必要があり、好ましくは７５％以下であり、より好ましくは７０％以下であり、被削性を重視する場合は６０％以下が好ましい。
【００７４】
（μ相、κ相、その他の相）
優れた被削性を備えるとともに、高い延性や靭性、高い強度を得るには、α、β、γ相以外の相の存在も重要である。本実施形態では、諸特性を鑑み、κ相、μ相、或いはδ相、ε相、ζ相、η相は、特に必要としない。金属組織を形成する構成相（α）、（β）、（γ）、（μ）、（κ）、（δ）、（ε）、（ζ）、（η）の総和を１００としたとき、好ましくは、（α）＋（β）＋（γ）＞９９であり、測定上の誤差、数字の丸め方（四捨五入）を除けば、最適には（α）＋（β）＋（γ）＝１００である。
【００７５】
（Ｐを含む化合物の存在）
Ｓｉを含有することによりβ相の被削性は大きく改善し、そしてＰの含有、Ｐのβ相への固溶で被削性はさらに改善される。加えて、β相内に、粒径が約０．３〜約３μｍのＰとＳｉ，Ｚｎによって形成される化合物を存在させることによって、β相は、一段と優れた被削性を備えることができる。Ｐｂ量が０．０１ｍａｓｓ％、Ｐ量が０．０５ｍａｓｓ％、Ｓｉ量が約１ｍａｓｓ％のβ単相合金の被削性は、Ｐを含む化合物が十分存在することによって、Ｐが無添加のβ単相合金に比べると、被削性指数で、単純ではあるが約１０％向上する。
Ｐの含有量、形成されるＰを含む化合物の量、大きさにも影響される。Ｐを含む化合物は、Ｐと、少なくともＳｉ及びＺｎのいずれか一方又は両方とを含む化合物、場合によっては、さらにＣｕを含む化合物や、さらに不可避不純物であるＦｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃｏなどを含む化合物である。そして、Ｐを含む化合物は、不可避不純物であるＦｅ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｃｏなどにも影響される。不可避不純物の濃度が、前記で規定した量を超えると、Ｐを含む化合物の組成が変化し、被削性の向上に寄与しなくなるおそれがある。
なお、鋳込み後、冷却過程の約５５０℃以上の温度範囲では、Ｐの化合物は存在せず、冷却時の５５０℃より低い温度で、ある臨界の冷却速度で生成する。但し、不可避不純物を多く含む場合、前記のとおりＰの化合物の構成（組成）が変化することがあるので、その限りではない。鋭意研究の結果、鋳込み後の冷却過程において、５３０℃から４５０℃の温度領域を、５５℃／分以下の冷却速度で冷却することが好ましいことが判明した。５３０℃から４５０℃の温度領域での冷却速度は、より好ましくは５０℃／分以下、さらに好ましくは４５℃／分以下である。一方、冷却速度が遅すぎると、Ｐの化合物が成長し易くなり、被削性への効果が低下する。５３０℃から４５０℃の温度領域での冷却速度の下限は、０．１℃／分以上が好ましく、０．３℃／分以上がより好ましい。冷却速度の上限値５５℃／分は、Ｐの量によっても多少変動し、Ｐの量が多いと、より早い冷却速度でもＰを含む化合物が形成される。
【００７６】
（α相内に存在するＢｉ粒子（Ｂｉを含む粒子））
Ｓｉを含有させたβ単相合金、さらに、Ｐを含み、Ｐを含む化合物を存在させたβ単相合金の被削性は、３ｍａｓｓ％のＰｂを含有する快削黄銅の水準に近づく。そして、本実施形態では、α相を含み、α相は、β相間のクッション材、切屑分断の起点の役割を果たし、切屑の分断性に貢献し、ごく少量のＰｂの含有で優れた被削性を有する銅合金鋳物に仕上げられている。ここで、任意元素として含有されるＢｉは、Ｐｂより被削性への貢献度は少し低いが、α相にＢｉ粒子が存在すると、別の作用で被削性が改善される。すなわち、Ｓｉの含有で、α相の被削性は僅かに改善するが、その効果は小さく、α相にＢｉ粒子が存在することにより、ようやくα相自体の被削性が改善される。Ｂｉ粒子がα相に存在する頻度が増すほど、α相の被削性は向上し、合金の被削性が向上する。
Ｂｉは、銅合金にほとんど固溶せず、金属顕微鏡で観察すると０．３μｍ〜３μｍの大きさの円形状の粒子として存在する。Ｂｉは、Ｃｕや、ＣｕとＺｎの合金である黄銅に比べ、融点が低く、原子番号が大きく、原子サイズが大きい。このため、Ｓｉを含まず、β相の量が、おおよそ２０％を超える黄銅鋳物の場合、Ｂｉ粒子は、α相には、ほとんど存在せず、主としてα相とβ相の相境界に存在し、β相の量が増すにしたがって、β相内にも多く存在する。本実施形態において、Ｃｕ−Ｚｎ合金へのＳｉの作用により、Ｂｉ粒子がα相内に存在する頻度が高くなることを究明した。その作用は、Ｓｉ含有量が、０．４０ｍａｓｓ％を超える、０．５０ｍａｓｓ％を超える、０．７０ｍａｓｓ％以上と増すに従って、明確になる。さらに、Ｐの含有によっても、Ｂｉ粒子がα相中に存在する頻度が高められる。Ｂｉは、Ｐｂより被削性が劣るとされていたが、本実施形態においては、α相内にＢｉ粒子を存在させることにより、結果的にＰｂと同等、場合によっては同等以上の被削性への効果を得ることができる。ＢｉとＰｂを共に添加すると、その多くの粒子には、ＢｉとＰｂが共存するが、Ｂｉを単独で含有する場合と概ね同等の被削性の効果を発揮する。なお、α相中へのＢｉ粒子が存在する頻度を高め、α相の被削性を高めるためには、Ｂｉは、０．０２０ｍａｓｓ％を超えた量で含有することが好ましい。
【００７７】
ここで、図１〜３は、各種合金の金属組織の写真を示す。
図１は、試験Ｎｏ．Ｔ０７の金属組織の写真である。試験Ｎｏ．Ｔ０７は、Ｚｎ−６２．５ｍａｓｓ％Ｃｕ−１．００ｍａｓｓ％Ｓｉ−０．０６３ｍａｓｓ％Ｐ−０．０１６ｍａｓｓ％Ｐｂ合金（合金Ｎｏ．Ｓ０２）であって、鋳造後の６５０℃から５５０℃までの冷却速度を４０℃／分、５３０℃から４５０℃までの冷却速度を３０℃／分、４３０℃から３５０℃までの冷却速度を２５℃／分とした条件（工程Ｎｏ．１）で製造された。
図２は、試験Ｎｏ．Ｔ３５の金属組織の写真である。試験Ｎｏ．Ｔ３５は、Ｚｎ−６２．２ｍａｓｓ％Ｃｕ−１．０２ｍａｓｓ％Ｓｉ−０．０６７ｍａｓｓ％Ｐ−０．０７３ｍａｓｓ％Ｐｂ−０．０４２ｍａｓｓ％Ｂｉ合金（合金Ｎｏ．Ｓ２０）であって、鋳造後の６５０℃から５５０℃までの冷却速度を４０℃／分、５３０℃から４５０℃までの冷却速度を３０℃／分、４３０℃から３５０℃までの冷却速度を２５℃／分とした条件（工程Ｎｏ．１）で製造された。
図３は、試験Ｎｏ．Ｔ１０６の金属組織の写真である。試験Ｎｏ．Ｔ１０６は、Ｚｎ−６３．１ｍａｓｓ％Ｃｕ−１．０８ｍａｓｓ％Ｓｉ−０．００１ｍａｓｓ％Ｐ−０．０２５ｍａｓｓ％Ｐｂ合金（合金Ｎｏ．Ｓ５３）であって、鋳造後の６５０℃から５５０℃までの冷却速度を４０℃／分、５３０℃から４５０℃までの冷却速度を３０℃／分、４３０℃から３５０℃までの冷却速度を２５℃／分とした条件（工程Ｎｏ．１）で製造された。
【００７８】
図１においては、黒く見える約０．５〜３μｍの粒状の析出物が、Ｐを含む化合物であり、β相内に多く存在していることが分かる。図２において、α相内に約１μｍの大きさのＢｉを含む粒子が観察され、Ｐを含む化合物が、β相内に存在していることが観察される。
一方、図３においては、Ｐの量が０．００１ｍａｓｓ％であるので、Ｐを含む化合物は金属顕微鏡で観察されない。また、Ｐが０．００１ｍａｓｓ％であるので、α相結晶粒が大きい。
【００７９】
（β相に固溶するＳｉ量と被削性）
本実施形態である組成範囲において生成するα相、β相、γ相のＣｕ，Ｚｎ，Ｓｉの量には、おおよそ、次の関係がある。
Ｃｕ濃度は、α＞β≧γ
Ｚｎ濃度は、β＞γ＞α
Ｓｉ濃度は、γ＞β＞α
【００８０】
下記に示す試料ａ〜ｄについて、α、β、γ相中の、Ｃｕ，Ｚｎ，Ｓｉの濃度を、２０００倍の倍率で、２次電子像、組成像を撮影し、Ｘ線マイクロアナライザーで定量分析した。測定は、日本電子製「ＪＸＡ−８２３０」を用い、加速電圧２０ｋＶ、電流値３．０×１０−８Ａの条件で行った。結果を表３〜６に示す。
試料ａ：Ｚｎ−６３．１ｍａｓｓ％Ｃｕ−１．１８ｍａｓｓ％Ｓｉ−０．０４８ｍａｓｓ％Ｐ合金であって、鋳造後の６５０℃から５５０℃までの冷却速度を４０℃／分、５３０℃から４５０℃までの冷却速度を３０℃／分、４３０℃から３５０℃までの冷却速度を２５℃／分とした条件（工程Ｎｏ．１）で製造された試料。
試料ｂ：Ｚｎ−６３．１ｍａｓｓ％Ｃｕ−１．１８ｍａｓｓ％Ｓｉ−０．０４８ｍａｓｓ％Ｐ合金であって、鋳造後の６５０℃から５５０℃までの冷却速度を４０℃／分、５３０℃から４５０℃までの冷却速度を３０℃／分、４３０℃から３５０℃までの冷却速度を２５℃／分とし、室温まで冷却し、次いで３５０℃で２０分保持の低温焼鈍を実施した条件（工程Ｎｏ．８）で製造された試料。
試料ｃ：Ｚｎ−６１．４ｍａｓｓ％Ｃｕ−０．８１ｍａｓｓ％Ｓｉ−０．０４４ｍａｓｓ％Ｐ合金であって、鋳造後の６５０℃から５５０℃までの冷却速度を４０℃／分、５３０℃から４５０℃までの冷却速度を３０℃／分、４３０℃から３５０℃までの冷却速度を２５℃／分とした条件（工程Ｎｏ．１）で製造された試料。
試料ｄ：Ｚｎ−６２．８ｍａｓｓ％Ｃｕ−０．９８ｍａｓｓ％Ｓｉ−０．０５３ｍａｓｓ％Ｐ合金であって、鋳造後の６５０℃から５５０℃までの冷却速度を４０℃／分、５３０℃から４５０℃までの冷却速度を３０℃／分、４３０℃から３５０℃までの冷却速度を２５℃／分とした条件（工程Ｎｏ．１）で製造された試料。
【００８１】
β相に固溶するＳｉ濃度は、概ねα相の１．５倍、すなわち、β相には、α相の１．５倍のＳｉが配分される。例えば、合金のＳｉ濃度が１．１５ｍａｓｓ％の場合、α相におおよそ０．９ｍａｓｓ％のＳｉが固溶し、β相には、おおよそ１．４ｍａｓｓ％のＳｉが固溶する。
なお、特許文献２の代表組成、Ｚｎ−７６ｍａｓｓ％Ｃｕ−３．１ｍａｓｓ％Ｓｉ合金を作製し、Ｘ線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）で分析したところ、γ相の組成は、７３ｍａｓｓ％Ｃｕ−６ｍａｓｓ％Ｓｉ−２０．５ｍａｓｓ％Ｚｎであった。本実施形態のγ相の組成、６０ｍａｓｓ％Ｃｕ−３．５ｍａｓｓ％Ｓｉ−３６ｍａｓｓ％Ｚｎと大きな相違があり、両者のγ相の性質も異なることが予想される。
【００８２】
【表３】
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【００８３】
【表４】
0006799305.tif 000005
【００８４】
【表５】
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【００８５】
【表６】
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【００８６】
（被削性指数）
一般に、３ｍａｓｓ％のＰｂを含有する快削黄銅を基準とし、その被削性を１００％として、様々な銅合金の被削性が数値（％）で表されている。一例として、１９９４年、日本伸銅協会発行、「銅および銅合金の基礎と工業技術（改訂版）」、ｐ５３３、表１、及び１９９０年  ASM International発行“Metals Handbook TENTH EDITION Volume 2 Properties and Selection: Nonferrous Alloys and Special-Purpose Materials”、ｐ２１７〜２２８の文献に銅合金の被削性が記載されている。
表７，８の合金Ａ〜Ｆは、実験室で作製したＰｂを０．０１ｍａｓｓ％の量で含む合金で、実験室の電気炉で溶解し、内径１００ｍｍ、深さ２００ｍｍの鋳型に鋳込み、実験室の押出試験機でφ２２ｍｍに熱間押出されたものである。合金Ｇ〜Ｉは、実験室で作製したＰｂを０．０１ｍａｓｓ％の量で含む合金鋳物である。Ｃｕ−Ｚｎの２元合金では、Ｐｂを少量含んでも、被削性にほとんど影響がないことから、本実施形態の成分範囲内の０．０１ｍａｓｓ％の量のＰｂをそれぞれ含有させた。熱間押出温度は、合金Ａ，Ｄでは、７５０℃であり、その他の合金Ｂ，Ｃ，Ｅ，Ｆでは、６３５℃であった。押出後、金属組織を調整するため、５００℃で２時間熱処理した。合金Ｇ，Ｈは、Ｐｂを０．０１ｍａｓｓ％の量で含む合金で、溶解後、１０００℃の溶湯を、内径３５ｍｍ、深さ２００ｍｍの金型に鋳込んだ。冷却の途中、約７００℃で金型から取り出し、６５０℃から５５０℃の温度領域の平均冷却速度が４０℃／分であり、５３０℃から４５０℃の温度領域の平均冷却速度が３０℃／分であり、４３０℃から３５０℃の温度領域の平均冷却速度が２５℃／分である条件で３５０℃まで冷却し、次いで平均冷却速度２０℃／分で空冷し、鋳物を準備した。後述する切削試験に従って、外周切削、ドリル切削の試験を行い、被削性を求めた。なお、基準材の快削黄銅としては、市販されているＣ３６０４（Ｚｎ−５９ｍａｓｓ％Ｃｕ−３ｍａｓｓ％Ｐｂ−０．２ｍａｓｓ％Ｆｅ−０．３ｍａｓｓ％Ｓｎ）を用いた。
【００８７】
【表７】
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【００８８】
【表８】
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【００８９】
前記文献では、α単相黄銅である７０Ｃｕ−３０Ｚｎの被削性指数は３０％と記されている。本実施形態において、表７，８に示すとおり、同じα単相黄銅である６５Ｃｕ−３５Ｚｎ（合金Ａ）の被削性は３１％であった。そして、Ｃｕ、Ｚｎの量を調整し、Ｓｉを約０．９ｍａｓｓ％の量で含有したα単相黄銅（合金Ｄ）、すなわち、α相中にＳｉを０．９ｍａｓｓ％の量で固溶させたα単相黄銅は、Ｓｉを含まないα黄銅に比べ、被削性指数は約７％向上した。合金Ａ，Ｄの切屑は、外周切削と、ドリル穴切削の両方の試験で、連続した。
外周切削では、刃（バイト）にかかる力を主分力、送り分力、背分力に分解できるが、それらの合力（３分力）を切削抵抗とした。ドリル切削については、ドリルにかかる力をトルク、スラストに分解し、それらの平均値をドリルの切削抵抗の「総合」として記載した。さらに、合金の被削性として、外周の切削抵抗とドリル切削抵抗を平均し、被削性「総合」指数（評価）とした。
表８の外周切削の切削抵抗は、実施例に記載の合力（被削性指数）に相当する。表８の穴あけ切削のトルク、スラスト、総合は、それぞれ実施例に記載のトルク指数、スラスト指数、ドリル指数に相当する。切屑の評価基準は、実施例と同じである。
【００９０】
Ｃｕ、Ｚｎの量を調整したＳｉを含まないβ単相黄銅（合金Ｃ、５４Ｃｕ−４６Ｚｎ）は、Ｓｉを含まないα相（合金Ａ）に比べ、被削性「総合」指数で、約２０％向上するが、切屑の改善はほとんどなく、切屑評価は変わらなかった。１．３ｍａｓｓ％のＳｉを含有したβ相合金（合金Ｅ）では、Ｓｉを含まないβ相単相黄銅（合金Ｃ）に比べ、被削性「総合」指数で約２４％向上した。外周切削、ドリル穴あけ時の切屑は、少し改善し、分断されるが、３ｍａｓｓ％のＰｂを含有する快削黄銅との差は大きかった。
【００９１】
そして０．０５ｍａｓｓ％のＰを含有し、約１．３ｍａｓｓ％のＳｉを含有するβ単相合金（合金Ｆ）は、Ｐを含まずＳｉを約１．３ｍａｓｓ％含むβ単相黄銅（合金Ｅ）に比べ、被削性「総合」指数で約１０％向上した。Ｐの有無で、外周切削は、約１４％向上し、ドリル穴あけ切削でのトルクは、約９％向上した。外周切削の切削抵抗、およびドリル穴あけ切削でのトルクの向上は、切屑形状に関連し、０．０５ｍａｓｓ％のＰの含有により、外周切削とドリル穴あけ切削の両者の試験で切屑形状の評価結果が「△」から「〇」に向上した。外周切削時の抵抗は、３ｍａｓｓ％のＰｂを含有する快削黄銅との差も僅かとなり、外周切削、ドリル穴あけ切削の切屑も、著しく改善された。表７，８から、β単相試料の被削性については、押出材と鋳物材（合金ＥとＧ、ＦとＨ）で大きな相違はなかった。このことから、押出材を鋳物材に読み替えても差し支えないと思われる。
【００９２】
なお、切削抵抗は、強度に影響され、熱間押出材同士で比較すると、強度が高いほど、切削抵抗が大きくなる。β単相黄銅や本実施形態の合金は、３ｍａｓｓ％のＰｂを含有する快削黄銅よりも、高い強度を有するので、それを考慮に入れると１．３ｍａｓｓ％のＳｉと０．０５ｍａｓｓ％のＰを含有するβ単相合金の被削性は、概ね３ｍａｓｓ％のＰｂを含有する快削黄銅と大よそ同等といえる。
【００９３】
表３〜８から、β単相黄銅である合金Ｈ、Ｆは、おおよそ本実施形態の快削性銅合金鋳物のβ相に相当し、合金Ｄは、おおよそα相に相当する。本実施形態の快削性銅合金鋳物は、Ｐｂを３ｍａｓｓ％含有した快削黄銅の被削性に匹敵するβ相（合金Ｈ、Ｆ）と、Ｓｉの含有によって被削性が改善されたα相（合金Ｄ）で、構成されている。本実施形態の代表的な銅合金鋳物は、β相の割合が約５０％であり、β単相の合金Ｈ、Ｆの被削性を概ね保持でき、Ｐｂを添加した快削黄銅の被削性に匹敵する。
合金Ｉは、Ｐを含み、Ｐｂを０．０１ｍａｓｓ％含み、Ｓｉを１．０ｍａｓｓ％含むβ単相合金鋳物で、合金Ｈとの大きな相違は、Ｓｉ量である。Ｓｉが１．３ｍａｓｓ％から、１．０ｍａｓｓ％に減少しても、高い被削性指数を保持し、切屑の分断性も確保できている。
【００９４】
熱間押出材であるが、合金Ｂは、Ｐｂを０．０１ｍａｓｓ％含むが、Ｓｉ，Ｐを含まない黄銅で、β相の占める割合が４８％である。前記から鋳物と読み替え、合金Ｂは、外周切削、ドリル切削ともに、α単相黄銅（合金Ａ）よりも切削抵抗は改善されるが、β単相黄銅（合金Ｃ）より切削抵抗が高く、被削性「総合」評価は４４％である。同じβ相率の本実施形態の快削性銅合金鋳物の被削性「総合」評価に比べ、おおよそ３５％も低い数値であり、切屑形状も全く異なっている。Ｓｉ，Ｐを含まないβ相を４８％含む黄銅では、切削抵抗、および切屑の形状から、到底、３ｍａｓｓ％のＰｂを含有した快削黄銅の代替にはなり得ない。
本実施形態の銅合金鋳物は、β相にＰ化合物を含み、表３〜８に示されるように、β相に、Ｓｉが０．５〜１．７ｍａｓｓ％の量を含有されることにより、良好な被削性を備えることができる。
【００９５】
＜特性＞
（強度、靱性、延性）
一般的に、鋳物は、例えば熱間押出棒などの熱間加工を経た材料に比べて、成分偏析があり、結晶粒も大きく、ミクロ的な欠陥を多少含んでいる。このため、鋳物は「脆い」、「脆弱」と言われており、靱性、延性の評価において、衝撃値が高いことが望まれる。一方で、切削において切屑の分断性に優れる材料は、ある種の脆さが必要と言われている。衝撃特性と、被削性は、ある面において相反する特性である。
【００９６】
機械部品を始め本実施形態の使用対象となる部材、部品に対し、薄肉化、軽量化の強い要請がある。勿論、良好な靱性、延性を備えることが必要である。鋳物の強度は、β相、α相に固溶するＳｉの量に関係し、β相に、少なくともＳｉが約０．５ｍａｓｓ％以上含有することにより、高い強度が得られる。鋳物は、前記の如く、成分偏析やミクロ的な欠陥が生じやすく、正当に、強度を評価することが難しい。本実施形態では、強度の評価方法として、硬さ（ビッカース硬さ）を採用し、靱性、延性の評価として衝撃試験値（Ｕノッチ）を採用する。
【００９７】
鋳物は、連続鋳造棒を除き、冷間加工を施すことは少ない。銅合金鋳物で高い強度であるためには、少なくとも、ビッカース硬さが１０５Ｈｖ以上であることが好ましい。ビッカース硬さは、より好ましくは、１２０Ｈｖ以上である。硬さと引張強さは、相関関係があり、本実施形態においては、１０５Ｈｖのビッカース硬さは、おおよそ４２０Ｎ／ｍｍ２の引張強さに相当し、１２０Ｈｖのビッカース硬さは、おおよそ４５０Ｎ／ｍｍ２の引張強さに相当する。
【００９８】
機械部品、自動車部品、バルブ、継手などの飲料水器具、水栓金具、工業用配管等の様々な部材に使用される場合、鋳物は、前記のとおり、高強度であるだけでなく、衝撃に耐える強靭な材料であることが必要である。そのためには、Ｕノッチ試験片でシャルピー衝撃試験を行ったとき、シャルピー衝撃試験値は、好ましくは２５Ｊ／ｃｍ２以上であり、より好ましくは３０Ｊ／ｃｍ２以上であり、さらに好ましくは３５Ｊ／ｃｍ２以上である。一方で、例えば、シャルピー衝撃試験値が、９０Ｊ／ｃｍ２または、８０Ｊ／ｃｍ２を超えると、いわゆる材料の粘りが増すため、切削抵抗が高くなり、切屑が連なりやすくなるなど被削性が悪くなる。
【００９９】
（導電率）
本実施形態の用途には、電気・電子機器部品、ＥＶ化が進む自動車部品、その他の高い導電性部材・部品が含まれる。現在、これらの用途には、Ｓｎを６ｍａｓｓ％、或いは８ｍａｓｓ％含有する、りん青銅（ＪＩＳ規格、Ｃ５１９１，Ｃ５２１０）が多く使用され、導電率は、各々、約１４％ＩＡＣＳ、１２％ＩＡＣＳである。したがって、導電率は、１３％ＩＡＣＳ以上であれば、電気伝導性に関し大きな問題は生じない。導電率は、好ましくは１４％ＩＡＣＳ以上である。導電率を悪くする元素であるＳｉを１ｍａｓｓ％超えた量で含有し、かつ、Ｚｎを約３３ｍａｓｓ％以上の量で含有するにも関わらず、１３％ＩＡＣＳ以上の導電性を示すのは、β相の量とβ相中に固溶するＳｉが影響している。
【０１００】
以上の検討結果から、以下の知見を得た。
第１に、従来からＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金において生成するβ相は、合金の被削性に効果がない、或いは、合金の被削性を妨げるとされていた。しかしながら、鋭意研究の結果、一例として、Ｓｉ量が約１．３ｍａｓｓ％、Ｃｕ量が約６０ｍａｓｓ％、Ｚｎ量が約３８．５ｍａｓｓ％であるβ相が非常に優れた被削性を有することを究明した。
【０１０１】
第２に、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金のβ相の被削性をさらに改善するために、Ｐを含有させ、β相中に粒径が約０．３〜約３μｍの大きさのＰを含む化合物、例えば、Ｐ−Ｓｉ、Ｐ−Ｓｉ−Ｚｎ、Ｐ−Ｚｎ、Ｐ−Ｚｎ−Ｃｕの化合物をβ相に存在させると、Ｐを含む化合物がないものに比べ、一段と切削抵抗が低下し、同時に切屑の分断性が著しく向上させることを究明した。
【０１０２】
第３に、本実施形態の銅合金鋳物で生成するγ相に、優れた切屑の分断性に効果があることを究明した。特許文献と本実施形態の快削性銅合金鋳物では組成が異なり、同じγ相であっても、前記のβ相のように組成が異なると被削性に大きな差が生じるが、本実施形態の組成範囲で存在するγ相に、優れた被削性があることを見出した。本実施形態の快削性銅合金鋳物は、Ｃｕ含有量、Ｓｉ含有量が少ないにも関わらず、γ相の被削性、特にドリル切削時の切屑の分断性が優れていることを明らかにした。但し、γ相は、延性や靱性を阻害するので、その量を制限する必要があった。γ相を少量に留める、或いはγ相を含まない場合においても、α相とβ相の割合を調整し、優れた被削性を備えることを究明した。
【０１０３】
第４に、Ｐｂは、β相内に事実上固溶せず、微量であってもＰｂ粒子として存在し、前記の所定量以上のＳｉを含有し、Ｐの化合物を含むβ相が存在することが前提で、ごく少量のＰｂの含有で、切屑の分断性、切削抵抗の低減に大きな効果を発揮することを明らかにした。
第５に、Ｂｉは、Ｐｂより被削性の効果が少し劣るが、Ｐｂの代替になることを確認した。所定量以上のＳｉを含有すると、Ｂｉを含む粒子が、α相内に存在するようになり、その結果、α相の被削性が改善された。その場合のＢｉの効果は、Ｐｂと同等、または、Ｐｂを上回る効果があることを究明した。
【０１０４】
第６に、Ｓｉを含むβ相は、高い強度を有するが、延性、靱性に乏しく、β相が過多であると、工業用材料としては、不適切であった。切屑の分断性に優れ、切削抵抗が低いといった被削性を維持すると同時に、良好な靱性、延性を備え、かつ、高い強度を持った銅合金に仕上げるために、α相、β相、及びγ相の量を含め最適にした。さらに、鋳物は、被削性と同時に、鋳造性が重要であり、ＣｕとＳｉの含有量と凝固温度範囲、鋳造性の関係、凝固温度範囲と鋳造性の関係を明らかにし、ＣｕとＳｉの含有量と鋳物の金属組織との関係を最適化することにより、本実施形態の快削性銅合金鋳物を完成させた。
【０１０５】
（鋳造性）
本実施形態においては、健全な鋳物が得られることが大前提であり、鋳物に割れがあってはならず、ミクロ的な欠陥が少ないことが望ましい。鋳造割れに関しては、凝固後の高温状態で、低融点金属が融体として存在するか否かが、第１のポイントであり、低融点金属が存在する場合には、その量と高温状態でマトリックスに延性があるか否かで決まる。本実施形態では、鋳物の凝固・冷却過程で、マトリックス中に、融体で存在するＰｂ，Ｂｉなどの低融点金属の量を大幅に制限しているので、鋳造割れにつながり難い。そして、本実施形態の組成、各種関係式を満たせば、高温で優れた延性を持つβ相を多量に含んでいるので、少量含有する低融点金属による悪影響をカバーでき、鋳物の割れの問題はない。
【０１０６】
本実施形態において、ミクロ欠陥を最小限に留めるのが鋳物の課題である。ミクロ欠陥は、最終の凝固部で生じやすい。最終凝固部は、良質な鋳造方案により、大抵は押湯の部分で留まるが、鋳物本体にまたがる場合、および鋳物の形状によっては、鋳物本体に最終凝固部が存在することもある。ミクロ欠陥については、ターターテストで実験室にて確認でき、本実施形態の鋳物の場合、ターターテストの結果と、Ｃｕ，Ｓｉの量、および組成関係式ｆ１と、凝固温度範囲は、密接な関係があることが分かった。
【０１０７】
Ｃｕ量が６５．０ｍａｓｓ％以上になるか、またはＳｉ量が１．４ｍａｓｓ％以上になると、最終凝固部でミクロ欠陥が増え、組成関係式ｆ１が５９．５を超えると、ミクロ欠陥が増えることが分かった。そして、凝固温度範囲、すなわち（液相線温度−固相線温度）が２５℃を超えると、鋳造時におけるひけ巣（shrinkage cavities）およびミクロ欠陥が顕著に現れ、健全な鋳物（sound casting）が得られなくなる。凝固温度範囲は、好ましくは２０℃以下であり、さらに好ましくは１５℃以下であり、凝固温度範囲が１５℃以下であると、より健全な鋳物が得られる。尚、３元状態図では、凝固温度範囲は読み取れない。
【０１０８】
＜製造プロセス＞
次に、本発明の第１〜３の実施形態に係る快削性銅合金鋳物の製造方法について説明する。
本実施形態の快削性銅合金鋳物の金属組織は、組成だけでなく製造プロセスによっても変化する。鋳物の製造方法としては、ダイキャスト、金型、砂型（連続鋳造を含む）、ロストワックスなどの様々な鋳造方法があり、鋳物の厚みや形状、金型や砂型の材質、厚みなどにより、凝固後の鋳物の冷却速度が大よそ決定される。冷却速度の変更は、冷却方法、或いは、保温等の手段で可能になる。一方、凝固後の冷却過程で、様々な金属組織の変化が起こり、冷却速度によって金属組織が大きく変化する。金属組織の変化とは、構成相の種類、それら構成相の量が大きく変化することである。冷却過程に関して鋭意研究を行った結果、５３０℃から４５０℃の温度領域における冷却速度が最も重要で、特に被削性に大きく影響することが分かった。
【０１０９】
（溶解）
溶解は、本実施形態の快削性銅合金鋳物の融点（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。そして、融点より、約５０〜約２００℃高い温度である約９００〜約１１００℃で所定の鋳型に鋳込まれる。そして、凝固後は、構成相が様々に変化する。
【０１１０】
（鋳込み（鋳造））
鋳込み・凝固後の冷却速度は、鋳込まれた銅合金の重量、厚み、砂型、金型などの材質によって様々に変わる。例えば、一般的には従来の銅合金鋳物が、銅合金や鉄合金で作られた金型に鋳造される場合、鋳込み後、約７００℃以下の温度で、型から鋳物が外され、強制冷却、空冷、または徐冷され、約５℃／分〜約２００℃／分の平均冷却速度で冷却される。一方、砂型の場合、砂型に鋳込まれた銅合金は、鋳物の大きさや、砂型の材質、大きさによるが、約０．０５℃／分〜約３０℃／分の平均冷却速度で、冷却される。
【０１１１】
本実施形態の快削性銅合金鋳物においては、鋳込み後、凝固直後、例えば８００℃の高温状態では、金属組織は、β相単相である。その後の冷却で、α相、γ相、κ相、μ相などの様々な相が生成し、形成される。一例であるが、４５０℃から８００℃の温度域で、冷却速度が速いと、β相が多くなり、４５０℃より低い温度域で冷却速度が遅いと、γ相が生成し易くなる。
【０１１２】
鋳物の方案（鋳造方案）、鋳物の形状等により、冷却速度を大幅に変更することは困難であるが、５３０℃から４５０℃の温度範囲での平均冷却速度を０．１℃／分以上５５℃／分以下に調整して冷却する。これにより、Ｐを含む化合物が形成され、倍率５００倍の金属顕微鏡でＰの化合物が確認される。結果、切屑分断作用が向上し、かつ、切削抵抗が大幅に低下する。
【０１１３】
組成とも関連するが、４３０℃から３５０℃の温度域を０．１℃／分以上１０℃／分以下の平均冷却速度で冷却すると、γ相を生成させるか、またはγ相の量を増加させることができる。その結果、ドリル切削時のトルクの減少、切屑の分断性を向上させることができる。但し、γ相は、衝撃値を低くし、γ相を多く含有させると、切削抵抗が寧ろ高くなるので注意する必要がある。
【０１１４】
（熱処理）
少量のγ相を存在させることによってドリル穴あけ加工性を向上させるため、そして鋳物の残留応力を除去するために、熱処理が行われることがある。そのためには、熱処理は、２５０℃以上４３０℃以下で、５〜２００分の条件で実施することが好ましい。
なお、焼鈍条件式ｆ７＝（Ｔ−２００）×（ｔ）１／２は、３００≦ｆ７≦２０００を満たすことが好ましい。ｆ７中のＴは温度（℃）であり、ｔは加熱時間（分）である。焼鈍条件式ｆ７が３００より小さいと、残留応力の除去が不十分となるか、または、γ相の生成が不十分となるおそれがある。一方、焼鈍条件式ｆ７が２０００を超えると、γ相の増加、β相の減少により、被削性が低下するおそれがある。
【０１１５】
このような製造方法によって、本発明の第１〜３の実施形態に係る快削性銅合金鋳物が製造される。
【０１１６】
以上のような構成とされた本発明の第１〜３の実施形態に係る快削性銅合金鋳物によれば、合金組成、組成関係式ｆ０、ｆ１、金属組織、組織関係式ｆ２〜ｆ６、組織・組成関係式ｆ６Ａを、上述のように規定しているので、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、優れた鋳造性、良好な強度、靱性、延性を備えることができる。
【実施例】
【０１１７】
以下、本実施形態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、本実施形態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、条件が本実施形態の技術的範囲を限定するものでない。
【０１１８】
実験室にて、種々な成分を配合し、鋳込み後の冷却速度を変化させて試験した。表９〜１１に合金組成を示す。また、表１２に製造工程を示す。なお、合金組成において、“ＭＭ”は、ミッシュメタルを示し、希土類元素の合計量を示す。
【０１１９】
（工程Ｎｏ．１〜７）
実験室において、所定の成分比で原料を溶解した。その際、実操業を考慮し、Ｆｅ，Ｓｎなどの不可避不純物を意図的に添加した。特に、合金Ｎｏ．Ｓ２７〜合金Ｎｏ．Ｓ３６については、不可避不純物を増量した。そして、約１０００℃の溶湯を内径３５ｍｍ、深さ２００ｍｍの鉄製の鋳型に鋳込んだ。
実際の鋳造を鑑み、鋳物が約７００℃になったとき、金型から試料を取り出し、自然冷却、保温、または強制冷却によって、６５０℃から５５０℃、５３０℃から４５０℃、４３０℃から３５０℃の各温度域での平均冷却速度を７種類変えて、室温まで冷却した。冷却条件の一覧を表１２に示す。温度測定に関しては、鋳物の温度を接触温度計を用いて測定し、各温度領域での平均冷却速度を所定の値に調整した。
【０１２０】
（工程Ｎｏ．８）
合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ２０、Ｓ２１の鋳物に対し、表１２に示す条件で、熱処理を施した。
【０１２１】
上述の試験材について、以下の項目について評価を実施した。評価結果を表１３〜２０に示す。
【０１２２】
（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、β相、γ相、κ相、μ相など各相の面積率（％）を画像解析法により測定した。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。
各鋳物試験片を長手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。
【０１２３】
金属顕微鏡を用いて、倍率５００倍で金属組織を観察し、各相の割合を求め、Ｐを含む化合物の有無を調べた。Ｂｉを含有する試料についてはＢｉ粒子の存在場所を調べた。金属組織の状況によっては１０００倍で観察し、金属相、Ｂｉ粒子とＰを含む化合物を確認した。５視野の顕微鏡写真において、画像処理ソフト「Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐ  ＣＣ」を用いて各相（α相、β相、γ相、κ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。酸化物、硫化物、Ｂｉ粒子とＰｂ粒子、Ｐを含む化合物を除く析出物、晶出物は、除外され、全ての構成相の面積率の合計を１００％とした。
【０１２４】
そして、Ｐを含む化合物を観察した。金属顕微鏡を用い、５００倍で観察できる最小の析出粒子の大きさは、おおよそ０．５μｍである。相の割合と同様に、５００倍の金属顕微鏡で観察でき、１０００倍で判別、確認できる析出物で、まず、Ｐを含む化合物の有無の判断を行った。Ｐの含有量、製造条件にもよるが、１つの顕微鏡視野の中に、数個〜数百個のＰを含む化合物が存在する。Ｐを含む化合物は、ほとんどがβ相内、α相とβ相の相境界に存在するので、β相に含めた。さらに、β相内に、大きさが０．５μｍ未満のγ相が存在することがある。本実施形態においては、倍率５００倍、場合によっては１０００倍の金属顕微鏡で、０．５μｍ未満の大きさの相の識別が不可能なので、超微細なγ相は、β相として処理された。Ｐを含む化合物は、金属顕微鏡で、黒灰色を呈し、Ｍｎ、Ｆｅで形成される析出物、化合物は、水色を呈するので、区別がつく。
なお、Ｐを含有した試料を、本実施形態のエッチング液でエッチングすると、図１、２に示す通り、α相とβ相の相境界が明瞭に見える。Ｐの含有量が、大よそ０．０１ｍａｓｓ％を境にして、相境界がより明瞭になり、Ｐの含有が、金属組織に変化を生じさせている。
【０１２５】
Ｂｉ粒子を、Ｐを含む化合物と同様、金属顕微鏡で観察した。図２の金属顕微鏡写真から、Ｂｉ粒子と、Ｐを含む化合物は、明瞭に区別がつく、特に、Ｐを含む化合物は、α相中にほとんど存在しないので、α相に存在する粒子は、Ｂｉ粒子である。両者の区別が困難な場合は、分析機能を備える電子顕微鏡、ＥＰＭＡなどで判断した。顕微鏡写真で、α相結晶粒内に、Ｂｉ粒子が観察できれば、α相内にＢｉ粒子が存在するとし、「〇」（present）と評価した。Ｂｉ粒子が、α相とβ相の境界に存在する場合は、α相内に存在しないと判定した。α相内にＢｉ粒子が存在しない場合、「×」（absent）と評価した。
【０１２６】
相の同定、析出物の同定、Ｐを含む化合物、およびＢｉ粒子の判定が困難な場合は、電界放出形走査電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ）（日本電子株式会社製のＪＳＭ−７０００Ｆ）と付属のＥＤＳを用いて、加速電圧１５ｋＶ、電流値（設定値１５）の条件で、ＦＥ−ＳＥＭ−ＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｂａｃｋ  Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ  Ｄｉｆｆｒａｃｔｏｎ  Ｐａｔｔｅｒｎ）法により、倍率５００倍又は２０００倍で、相、析出物を特定した。Ｐを含有した試料で、金属顕微鏡による観察の段階でＰを含む化合物が観察されなかった場合、倍率２０００倍でＰを含む化合物の有無を確認した。
また、幾つかの合金について、α相、β相、γ相、特にβ相に含有されるＳｉ濃度を測定する場合、Ｐを含む化合物の判断が困難な場合、及びＢｉ粒子が小さい場合、２０００倍の倍率で、２次電子像、組成像を撮影し、Ｘ線マイクロアナライザーで定量分析、または定性分析した。測定には、日本電子製「ＪＸＡ−８２３０」を用い、加速電圧２０ｋＶ、電流値３．０×１０−８Ａの条件で行った。
Ｐを含む化合物が、金属顕微鏡で確認された場合、Ｐを含む化合物の存在評価を「〇」（good）と評価した。Ｐを含む化合物が２０００倍の倍率で確認された場合、Ｐを含む化合物の存在評価を「△」（fair）と評価した。Ｐを含む化合物が確認されなかった場合、Ｐを含む化合物の存在評価を「×」（poor）と評価した。本実施形態のＰを含む化合物の存在については、「△」も含むものとする。表では、Ｐを含む化合物の存在評価の結果を項目「Ｐ化合物」に示す。
【０１２７】
（融点測定・鋳造性試験）
鋳物試験片の作製時に使用した溶湯の残りを用いた。熱電対を溶湯の中に入れ、液相線温度、固相線温度を求め、凝固温度範囲を求めた。
また、１０００℃の溶湯を鉄製のターターモールドに鋳込み、最終凝固部、およびその近傍におけるホール、ざく巣等の欠陥の有無を詳細に調べた（ターターテスト（Tatur Shrinkage Test））。
具体的には、図４の断面模式図に示すように、最終凝固部を含む縦断面が得られるように鋳物を切断した。試料の断面を４００番までのエメリー紙により研磨し、硝酸を用いてマクロ組織を出し、欠陥部分をより分かりやすくした。次いで、浸透探傷試験により、ミクロレベルの欠陥の有無を調査した。図５は、合金Ｎｏ．Ｓ０１のターターテスト後の断面のマクロ組織である。
【０１２８】
鋳造性は、以下のように評価した。断面において、最終凝固部およびその近傍の表面から３ｍｍ以内に欠陥指示模様が現れたが、最終凝固部およびその近傍の表面から３ｍｍを超えた部分では欠陥が現れなかった場合、鋳造性を“○”（良、good）と評価した。最終凝固部およびその近傍の表面から６ｍｍ以内に欠陥指示模様が現れたが、最終凝固部およびその近傍の表面から６ｍｍを超えた部分では欠陥が発生しなかった場合、鋳造性を“△”（可、fair）と評価した。最終凝固部およびその近傍の表面から６ｍｍを超えた部分で欠陥が発生した場合、鋳造性を“×”（不良、poor）と評価した。
【０１２９】
最終凝固部は、良質な鋳造方案により、大抵は押湯の部分であるが、鋳物本体にまたがる場合がある。本実施形態の合金鋳物の場合、ターターテストの結果と凝固温度範囲には、密接な関係がある。凝固温度範囲が１５℃以下または２０℃以下の場合、鋳造性は“○”の評価が多かった。凝固温度範囲が２５℃を超える場合、鋳造性は“×”の評価が多かった。凝固温度範囲が２５℃以下であれば、鋳造性の評価が“○”または“△”となった。また、不可避不純物の量が多いと、凝固温度範囲が広くなり、鋳造性の評価が悪くなった。
【０１３０】
（導電率）
導電率の測定は、日本フェルスター株式会社製の導電率測定装置（SIGMATEST D2.068）を用いて行った。なお、本明細書においては、「電気伝導」と「導電」の言葉を同一の意味に使用している。また、熱伝導性と電気伝導性は強い相関があるので、導電率が高い程、熱伝導性が良いことを示す。
【０１３１】
（機械的特性）
（硬さ）
各試験材の硬さを、ビッカース硬さ計を用い、荷重４９ｋＮで行った。高い強度であるためには、ビッカース硬さが好ましくは１０５Ｈｖ以上、より好ましくは１２０Ｈｖ以上であると、快削性銅合金鋳物の中で非常に高い水準であるといえる。
【０１３２】
（衝撃特性）
衝撃試験は、以下の方法で行った。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。
【０１３３】
＜旋盤による被削性試験＞
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。
鋳物について、切削加工を施して直径を１４ｍｍとして試験材を作製した。チップブレーカーの付いていないＫ１０の超硬工具（チップ）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：０°、ノーズ半径：０．４ｍｍ、逃げ角：６°、切削速度：４０ｍ／分、切り込み深さ：１．０ｍｍ、送り速度：０．１１ｍｍ／ｒｅｖ．の条件で、直径１４ｍｍの試験材の円周上を切削した。
【０１３４】
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（主分力、送り分力、背分力、Ｎ）に変換された。切削試験は、チップの摩耗の影響を抑えるために、Ａ→Ｂ→Ｃ→・・・Ｃ→Ｂ→Ａの往復を２回実施し、各試料について４回測定した。切削抵抗は、以下の式によって求められる。
切削抵抗（主分力、送り分力、背分力の合力）＝（（主分力）２＋（送り分力）２＋（背分力）２）１／２
なお、各サンプルで４回測定し、その平均値を採用した。Ｚｎ−５９ｍａｓｓ％Ｃｕ−３ｍａｓｓ％Ｐｂ−０．２ｍａｓｓ％Ｆｅ−０．３ｍａｓｓ％Ｓｎ合金からなる市販の快削黄銅棒Ｃ３６０４の切削抵抗を１００とし、試料の切削抵抗の相対値（被削性指数）を算出し、相対評価をした。被削性指数が、高いほど良好な被削性を有する。なお、表中の「合力」の記載は、主分力、送り分力、背分力の合力を指し、被削性指数を示す。
また、被削性指数は下記のようにして求めた。
試料の切削試験結果の指数（被削性指数）＝（Ｃ３６０４の切削抵抗／試料の切削抵抗）×１００
【０１３５】
同時に切屑を採取し、切屑形状により被削性を評価した。実用の切削で問題となるのは、切屑の工具への絡みつき、及び、切屑の嵩張りである。このため、切屑形状として、平均で長さが７ｍｍより短い切屑が生成した場合を“○”（良好、good）と評価した。切屑形状として、平均で長さが７ｍｍ以上２０ｍｍ未満の切屑が生成した場合を、実用上多少問題があるが切削可能と判断し、“△”（可、fair）と評価した。切屑長さが平均で２０ｍｍ以上の切屑が生成した場合を“×”（poor）と評価した。なお、最初に生成された切屑は除外して評価した。
【０１３６】
切削抵抗は、材料の剪断強さ、引張強さに依存し、強度が高い材料ほど切削抵抗が高くなる傾向がある。高強度材の場合、Ｐｂを１〜４ｍａｓｓ％含有する快削黄銅棒の切削抵抗に対して、切削抵抗が約４０％高くなる程度であれば、実用上良好とされる。そのため本実施形態における被削性の評価基準を、被削性指数が約７０を境（境界値）として評価した。具体的には、被削性指数が７０を超えであれば、被削性が良好である（評価：○、good）と評価した。被削性指数が６５以上７０以下であれば、被削性が可である（評価：△、fair）と評価し、合格とした。被削性指数が６５未満であれば、被削性が不可である（評価：×、poor）と評価し、不合格とした。
同等の強度であれば、切屑形状と被削性指数とは、一部の例外を除き、相関関係がある。被削性指数が大きいと、切屑の分断性が良い傾向があり、数値化できる。
【０１３７】
因みに、Ｚｎ濃度が高く、Ｐｂを０．０１ｍａｓｓ％を含み、β相を約５０％含む、快削性銅合金棒であるＺｎ−５８．１ｍａｓｓ％Ｃｕ−０．０１ｍａｓｓ％Ｐｂ合金の被削性指数は３９であり、切屑の長さは２０ｍｍを超えた。同様に、Ｓｉを含まず、０．０１ｍａｓｓ％Ｐｂを含むβ単相の銅合金であるＺｎ−５５ｍａｓｓ％Ｃｕ−０．０１ｍａｓｓ％Ｐｂ合金の被削性指数は４１であり、切屑の長さは２０ｍｍを超えた。
【０１３８】
図６は、０．０６３ｍａｓｓ％のＰ、０．０１６ｍａｓｓ％のＰｂを含み、Ｐを含む化合物が存在する試験Ｎｏ．Ｔ０７（合金Ｎｏ．Ｓ０２）の切屑の外観を示す。図７は、０．０６７ｍａｓｓ％のＰ、０．０７３ｍａｓｓ％のＰｂ、０．０４２ｍａｓｓ％のＢｉを含み、Ｐを含む化合物が存在し、Ｂｉを含む粒子がα相に存在する試験Ｎｏ．Ｔ３５（合金Ｎｏ．Ｓ２０）の切屑の外観を示す。図８は、０．００１ｍａｓｓ％のＰ、０．０２５ｍａｓｓ％のＰｂを含む試験Ｎｏ．Ｔ１０６（合金Ｎｏ．Ｓ５３）の切屑の外観を示す。
Ｐを含有し、Ｐの化合物が確認できる試験Ｎｏ．Ｔ０７（合金Ｎｏ．Ｓ０２）、試験Ｎｏ．Ｔ３５（合金Ｎｏ．Ｓ２０）の切屑の平均長さは、それぞれ、約２ｍｍ、約０．７ｍｍで、細かく分断されている。
一方、Ｐの含有量が０．００３ｍａｓｓ％以下で、Ｐの化合物が観察されない試験Ｎｏ．Ｔ１０６（合金Ｎｏ．Ｓ５３）では、切屑長さが２０ｍｍを超えて連続したものであった。
【０１３９】
＜ドリル切削試験＞
ボール盤でφ３．５ｍｍハイス製ＪＩＳ標準ドリルを使用し、深さ１０ｍｍのドリル加工を回転数：１２５０ｒｐｍ、送り：０．１７ｍｍ／ｒｅｖ．の条件で、乾式で切削した。ドリル加工時にＡＳＴ式工具動力計で電圧変化を円周方向、軸方向で採取し、ドリル加工時のトルク・スラストを算出した。尚、各サンプルで４回測定し、その平均値を採用した。Ｚｎ−５９ｍａｓｓ％Ｃｕ−３ｍａｓｓ％Ｐｂ−０．２ｍａｓｓ％Ｆｅ−０．３ｍａｓｓ％Ｓｎ合金からなる市販の快削黄銅棒Ｃ３６０４のトルク、スラストを１００とし、試料のトルク、スラストの相対値（トルク指数、スラスト指数）を算出し、相対評価をした。被削性指数（トルク指数、スラスト指数、ドリル指数）が、高いほど良好な被削性を有する。ドリル加工は、ドリルの摩耗の影響を抑えるために、Ａ→Ｂ→Ｃ→・・・Ｃ→Ｂ→Ａの往復を２回実施し、各試料で４回測定した。
すなわち、被削性指数を下記のようにして求めた。
試料のドリル試験結果の指数（ドリル指数）＝（トルク指数＋スラスト指数）／２
試料のトルク指数＝（Ｃ３６０４のトルク／試料のトルク）×１００
試料のスラスト指数＝（Ｃ３６０４のスラスト／試料のスラスト）×１００
【０１４０】
３回目の試験時に、切屑を採取した。切屑形状により被削性を評価した。実用の切削で問題となるのは、切屑の工具への絡みつき、及び、切屑の嵩張り、である。このため、切屑形状が、切屑の平均で、１巻き以下の切屑が生成した場合を“○”（良好、good）と評価し、切屑形状が１巻きを超え３巻き以下までの切屑が生成した場合を“△”（可、fair）と評価し、実用上多少問題があるがドリル切削可能と評価した。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。なお、最初に生成された切屑は除外した。
【０１４１】
高強度材のトルク、スラストは、Ｐｂを１〜４ｍａｓｓ％含有する快削黄銅棒の切削抵抗に対して約３０％高くなる程度であれば、実用上良好とされる。本実施形態においては、被削性指数が約７０を境（境界値）として評価した。具体的には、ドリル指数が７１以上であれば、被削性が良好である（評価：○、good）と評価した。ドリル指数が６５以上７１未満であれば、被削性が可である（評価：△、fair）と評価し、実用上多少問題があるがドリル切削が可能であると評価した。ドリル指数が６５未満であれば、被削性が不可である（評価：×、poor）”と評価した。但し、トルク指数、スラスト指数ともに６４以上が必要である。
【０１４２】
同じ強度であれば、切屑形状とトルク指数とは、一部の例外を除き、強い関係がある。トルク指数が大きいと、切屑の分断性が良い傾向にあるので、切屑形状をトルク指数で数値比較できる。
【０１４３】
因みに、Ｚｎ濃度が高く、Ｐｂを０．０１ｍａｓｓ％を含み、β相を約５０％含む快削性銅合金であるＺｎ−５８．１ｍａｓｓ％Ｃｕ−０．０１ｍａｓｓ％Ｐｂ合金のドリル指数は４９であり（トルク指数は４６、スラスト指数は５２）、切屑は３巻きを超えた。同様に、Ｓｉを含まず０．０１ｍａｓｓ％Ｐｂを含むβ単相の銅合金であるＺｎ−５５ｍａｓｓ％Ｃｕ−０．０１ｍａｓｓ％Ｐｂ合金のドリル指数は６１であり（トルク指数は５３、スラスト指数は６８）、切屑は３巻きを超えた。
【０１４４】
【表９】
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【０１４５】
【表１０】
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【０１４６】
【表１１】
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【０１４７】
【表１２】
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【０１４８】
【表１３】
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【０１４９】
【表１４】
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【０１５０】
【表１５】
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【０１５１】
【表１６】
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【０１５２】
【表１７】
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【０１５３】
【表１８】
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【０１５４】
【表１９】
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【０１５５】
【表２０】
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【０１５６】
上述の測定結果から、以下のような知見を得た。
１）本実施形態の組成を満足し、組成関係式ｆ０、ｆ１、金属組織の要件、組織関係式ｆ２〜ｆ６、組織・組成関係式ｆ６Ａ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、凝固温度範囲が２５℃以下で、良好な鋳造性、１３％ＩＡＣＳ以上の導電率、高い強度（ビッカース硬さ）で、良好な靱性（衝撃特性）を持ち合せる銅合金鋳物が得られることを確認した（例えば、合金Ｎｏ．Ｓ０１〜Ｓ１２）。
【０１５７】
２）Ｐを０．００３ｍａｓｓ％を超えて含有し、０．３〜３．０μｍの大きさのＰを含む化合物がβ相内に存在することにより、切屑の分断性が向上し、切削抵抗が減少した。γ相が０％であっても、良好な被削性が確保できた。０．０１０ｍａｓｓ％を超えた量でＰを含有し、適切な冷却速度で冷却すると、倍率５００倍の金属顕微鏡でＰを含む化合物が観察できた（例えば、合金Ｎｏ．Ｓ０１〜Ｓ２６、工程Ｎｏ．１）。
３）Ｓｉ含有量が低いと、被削性が悪くなり、Ｓｉ含有量が多いと、γ相が多くなり、衝撃値が低く、被削性もよくなかった。Ｓｉ含有量が０．４ｍａｓｓ％より少ないと、Ｐｂの含有量、ＰｂとＢｉの含有量が、約０．２４ｍａｓｓ％であっても、被削性が悪かった。このことから、Ｓｉ含有量がおおよそ０．３ｍａｓｓ％を境に、β相の被削性を大きく変化させていると考えられる（合金Ｎｏ．Ｓ５２、Ｓ５１、Ｓ６０、Ｓ６３）。
【０１５８】
４）β相に含有されるＳｉの量が０．５ｍａｓｓ％以上１．７ｍａｓｓ％以下の範囲内であると、良好な被削性が得られた（合金Ｎｏ．Ｓ０１〜Ｓ３６）。
５）Ｐの含有量が０．００３ｍａｓｓ％以下であると、外周切削、ドリル切削ともに切屑の分断性が悪くなり、切削抵抗が高くなった（合金Ｎｏ．Ｓ５３）。
６）Ｐｂの含有量が０．００２ｍａｓｓ％以下であると、被削性が悪かった（合金Ｎｏ．Ｓ５４）。Ｐｂの含有量が０．００２ｍａｓｓ％を超えると、被削性は良くなり、Ｐｂが多くなるにしたがって、被削性は良くなった（合金Ｎｏ．Ｓ５、Ｓ１２）。
７）Ｂｉは、Ｐｂの代替としての性能が概ね発揮されることが確認された。Ｂｉを含む粒子が、α相内に存在すると、被削性が良くなった。これは、α相の被削性の向上によるものと考えられる。Ｂｉを０．１０ｍａｓｓ％に近い量で含むと、僅かに衝撃値が低くなった（合金Ｎｏ．Ｓ１３〜Ｓ２６）。Ｓｉ含有量が０．１ｍａｓｓ％であると、Ｂｉを０．０２ｍａｓｓ％を超えて含有しても、α相内にＢｉを含む粒子が観察されず、被削性が悪かった（合金Ｎｏ．Ｓ６０）。
【０１５９】
８）実操業で行われる程度の不可避不純物（Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｃｏ、または、Ｓｎ，Ａｌ）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．Ｓ２７〜Ｓ３６）。不可避不純物の好ましい範囲を超える合計量のＦｅ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｃｏを含有すると、被削性が悪くなった。Ｆｅ，Ｍｎ等とＳｉの金属間化合物が形成され、有効に働くＳｉ濃度が減少したためと考えられる。さらに、Ｐを含む化合物の組成が変化している可能性があると考えられる。また、鋳造性も悪くなった（合金Ｎｏ．Ｓ３０、Ｓ３５）。不可避不純物の好ましい範囲を超える合計量のＳｎ，Ａｌを含有すると、γ相が増加し、衝撃値が低くなり、被削性も少し悪くなった。多量のＳｎ、Ａｌの含有により、γ相、β相の性質が変化していると思われる。また、多量のＳｎ，Ａｌの含有は、凝固温度範囲を少し拡げ、鋳造性を低下させた（合金Ｎｏ．Ｓ３１、Ｓ３６）。
【０１６０】
９）組成関係式ｆ１が５６．０より小さいと、β相が多くなり、衝撃値が低くなった。ｆ１が５９．５より大きいと、凝固温度範囲が大きくなり、硬さも低くなり、被削性、鋳造性が悪くなった（合金Ｎｏ．Ｓ５５、Ｓ５６、Ｓ５８）。ｆ１の値が５６．３以上であると、衝撃値がより良くなった。一方、ｆ１の値が５９．２以下、または５９．０以下、さらには５８．５以下になると、被削性がよりよくなり、ｆ１が５８．０以下で衝撃値は一層よくなった。また凝固範囲が狭くなり、ターター試験の結果が良くなった（合金Ｎｏ．Ｓ０１〜Ｓ２６）。
【０１６１】
１０）β相の量であるｆ３が４５以上、または５０以上であり、関係式ｆ６が５０以上であると、β単相合金、合金Ｆの被削性がおおよそ維持された（例えば、合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ０３）。
１１）β相の量が１８％より少ないと、良好な被削性が得られなかった。β相の量が８０％を超えると、衝撃値が低かった（合金Ｎｏ．Ｓ５５、Ｓ５６、Ｓ５８）。
１２）γ相が０％であっても、β相が適量存在することにより、良好な被削性、機械的性質が得られた（例えば合金Ｎｏ．Ｓ０２、Ｓ０３）。γ相の量が２％以下で、２０×（γ）／（β）＜１であると、トルク指数が高くなり、ドリル切削の切屑が細かくなった（例えば合金Ｎｏ．Ｓ２１、試験Ｎｏ．Ｔ４６）。
１３）γ相の量が５％以上、または、２０×（γ）／（β）が４より大きいと、衝撃値、被削性指数が低くなった（合金Ｎｏ．Ｓ５１、Ｓ０６、試験Ｎｏ．Ｔ１６）。
【０１６２】
１４）組織関係式ｆ６が１８以上で、被削性が良くなった。ｆ６が２５以上でさらに被削性が向上した。そして、ｆ６が３０以上、または、４０以上でさらに被削性が向上した。ｆ６が８２以下で、衝撃値が良くなった（合金Ｎｏ．Ｓ０３、Ｓ０７、Ｓ０８、Ｓ０５）。
１５）関係式ｆ６Ａが、３３以上で良好な被削性が得られ、４０以上、４５以上になるにしたがって、さらに被削性が良くなった（合金Ｎｏ．Ｓ０１〜Ｓ２６）。一方、組成範囲、関係式ｆ０〜ｆ５を満たしても、ｆ６、ｆ６Ａの両方を満たさないと、被削性が悪かった（合金Ｎｏ．Ｓ５７、Ｓ５９、Ｓ６１）。ｆ６、ｆ６Ａを満たしても、Ｓｉの量が少ないと被削性が悪かった（合金Ｎｏ．Ｓ５２）。
【０１６３】
１６）鋳造後の各温度での冷却速度が変化することによって、β相の占める割合が変化し、γ相に関しても、γ相の存在の有無、γ相の量を含め変化した。金属組織の変化に伴って、特性も変化した（工程Ｎｏ．１〜８）。
１７）Ｐの量にもよるが、鋳造後の冷却過程で、５３０℃から４５０℃の平均冷却速度において約５５℃／分が、倍率５００倍の金属組織観察、または、２０００倍の電子顕微鏡観察でＰを含む化合物が存在するか否かの大よその境界値であった。倍率５００倍の金属顕微鏡でＰを含む化合物が観察できると（判定「〇」）、被削性が良好であった（合金Ｎｏ．Ｓ０１〜Ｓ２６）。２０００倍の電子顕微鏡でＰを含む化合物の存在が確認された試料については、倍率５００倍の金属顕微鏡でＰの化合物が観察された試料より少し被削性が悪くなったが、良好な被削性を確保した（例えば、合金Ｎｏ．Ｓ０１、工程Ｎｏ．５、合金Ｎｏ．Ｓ２１、工程Ｎｏ．７）。Ｐを含む化合物の存在が確認されなかった試料は、被削性が悪かった（合金Ｎｏ．Ｓ０７、工程Ｎｏ．７、合金Ｎｏ．Ｓ１５、工程Ｎｏ．５）。
１８）鋳物を低温焼鈍すると、新たにγ相が析出し、γ相が適量であると、トルク指数が良くなった（例えば合金Ｎｏ．Ｓ２１、試験Ｎｏ．Ｔ４６）。
【０１６４】
以上のことから、各添加元素の含有量および組成関係式、各組織関係式が適正な範囲にある本実施形態の快削性銅合金鋳物は、被削性、鋳造性に優れ、機械的性質も良好である。
【産業上の利用可能性】
【０１６５】
本実施形態の快削性銅合金鋳物は、Ｐｂの含有量を少量に留め、鋳造性、被削性に優れ、高い強度と良好な靱性を備える。このため、本実施形態の快削性銅合金鋳物は、機械部品、自動車部品、電気・電子機器部品、玩具、摺動部品、計器部品、精密機械部品、医療用部品、建築用金具、水栓金具、飲料用器具・部品、排水用器具・部品、工業用配管部品、圧力容器、水素などの液体や気体に係る部品に好適である。
具体的には、前記分野に用いられるバルブ、継手、給排水栓、水栓金具、歯車、軸受け、スリーブ、フランジ、センサー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。
【要約】
【課題】被削性、鋳造性に優れ、強度が高く、および靭性に優れ、鉛の含有量を大幅に減少させた快削性銅合金鋳物を提供する。
【解決手段】Ｃｕ、Ｓｉ、Ｐｂ、Ｐを含み、残部がＺｎ及び不可避不純物からなり、Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｏ及びＣｒの合計量が０．４５ｍａｓｓ％未満、Ｓｎ，Ａｌの合計量が０．４５ｍａｓｓ％未満、組成関係式ｆ１、ｆ０を満たし、α相の面積率、γ相の面積率、β相の面積率が、２０≦（α）≦８０、１８≦（β）≦８０、０≦（γ）＜５、２０×（γ）／（β）＜４、１８≦（γ）１／２×３＋（β）×（−０．５×［Ｓｉ］２＋１．５×［Ｓｉ］）≦８２、３３≦（γ）１／２×３＋（β）×（−０．５×［Ｓｉ］２＋１．５×［Ｓｉ］）＋（［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］）１／２×３８＋（［Ｐ］）１／２×１５の関係を有し、β相内にＰを含む化合物が存在する。
【選択図】なし【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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