(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃｕ：６９〜８８ｍａｓｓ％と、Ｓｉ：２〜５ｍａｓｓ％と、Ｚｒ：０．０００５〜０．０４ｍａｓｓ％と、Ｐ：０．０１〜０．２５ｍａｓｓ％と、Ｚｎ：残部とからなり、
元素ａの含有量［ａ］ｍａｓｓ％について、ｆ０＝［Ｃｕ］−３．５［Ｓｉ］−３［Ｐ］＝６１〜７１、ｆ１＝［Ｐ］／［Ｚｒ］＝０．７〜２００、ｆ２＝［Ｓｉ］／［Ｚｒ］＝７５〜５０００及びｆ３＝［Ｓｉ］／［Ｐ］＝１２〜２４０の関係を有し、
α相とκ相及び／又はγ相とを含有し且つ面積率における相ｂの含有量［ｂ］％についてｆ４＝［α］＋［γ］＋［κ］≧８５及びｆ５＝［γ］＋［κ］＋０．３［μ］−［β］＝５〜９５の関係（含有しない相ｂについては［ｂ］＝０とする）を有する金属組織をなし、
溶融固化時のマクロ組織での平均結晶粒径が２００μｍ以下であることを特徴とする銅合金。
【請求項２】
Ｐｂ：０．００５〜０．４５ｍａｓｓ％、Ｂｉ：０．００５〜０．４５ｍａｓｓ％、Ｓｅ：０．０３〜０．４５ｍａｓｓ％及びＴｅ：０．０１〜０．４５ｍａｓｓ％から選択された１種以上の元素を更に含有し、
元素ａの含有量［ａ］ｍａｓｓ％について、ｆ０＝［Ｃｕ］−３．５［Ｓｉ］−３［Ｐ］＋０．５（［Ｐｂ］＋０．８（［Ｂｉ］＋［Ｓｅ］）＋０．６［Ｔｅ］）＝６１〜７１、ｆ１＝［Ｐ］／［Ｚｒ］＝０．７〜２００、ｆ２＝［Ｓｉ］／［Ｚｒ］＝７５〜５０００、ｆ３＝［Ｓｉ］／［Ｐ］＝１２〜２４０及びｆ６＝［Ｃｕ］−３．５［Ｓｉ］−３［Ｐ］＋３（［Ｐｂ］＋０．８（［Ｂｉ］＋［Ｓｅ］）＋０．６［Ｔｅ］）１／２≧６２及びｆ７＝［Ｃｕ］−３．５［Ｓｉ］−３［Ｐ］−３（［Ｐｂ］＋０．８（［Ｂｉ］＋［Ｓｅ］）＋０．６［Ｔｅ］）１／２≦６８．５（含有しない元素ａについては［ａ］＝０とする）の関係を有し、
α相とκ相及び／又はγ相とを含有し且つ面積率における相ｂの含有量［ｂ］％についてｆ４＝［α］＋［γ］＋［κ］≧８５及びｆ５＝［γ］＋［κ］＋０．３［μ］−［β］＝５〜９５の関係（含有しない相ｂについては［ｂ］＝０とする）を有する金属組織をなし、
溶融固化時のマクロ組織での平均結晶粒径が２００μｍ以下であることを特徴とする、請求項１に記載する銅合金。
【請求項３】
Ｓｎ：０．０５〜１．５ｍａｓｓ％、Ａｓ：０．０２〜０．２５ｍａｓｓ％及びＳｂ：０．０２〜０．２５ｍａｓｓ％から選択された１種以上の元素を更に含有し、
元素ａの含有量［ａ］ｍａｓｓ％について、ｆ０＝［Ｃｕ］−３．５［Ｓｉ］−３［Ｐ］−０．５（［Ｓｎ］＋［Ａｓ］＋［Ｓｂ］）＝６１〜７１、ｆ１＝［Ｐ］／［Ｚｒ］＝０．７〜２００、ｆ２＝［Ｓｉ］／［Ｚｒ］＝７５〜５０００及びｆ３＝［Ｓｉ］／［Ｐ］＝１２〜２４０（含有しない元素ａについては［ａ］＝０とする）の関係を有し、
α相とκ相及び／又はγ相とを含有し且つ面積率における相ｂの含有量［ｂ］％についてｆ４＝［α］＋［γ］＋［κ］≧８５及びｆ５＝［γ］＋［κ］＋０．３［μ］−［β］＝５〜９５の関係（含有しない相ｂについては［ｂ］＝０とする）を有する金属組織をなし、
溶融固化時のマクロ組織での平均結晶粒径が２００μｍ以下であることを特徴とする、請求項１に記載する銅合金。
【請求項４】
Ｓｎ：０．０５〜１．５ｍａｓｓ％、Ａｓ：０．０２〜０．２５ｍａｓｓ％及びＳｂ：０．０２〜０．２５ｍａｓｓ％から選択された１種以上の元素を更に含有し、
元素ａの含有量［ａ］ｍａｓｓ％について、ｆ０＝［Ｃｕ］−３．５［Ｓｉ］−３［Ｐ］＋０．５（［Ｐｂ］＋０．８（［Ｂｉ］＋［Ｓｅ］）＋０．６［Ｔｅ］）−０．５（［Ｓｎ］＋［Ａｓ］＋［Ｓｂ］）＝６１〜７１、ｆ１＝［Ｐ］／［Ｚｒ］＝０．７〜２００、ｆ２＝［Ｓｉ］／［Ｚｒ］＝７５〜５０００、ｆ３＝［Ｓｉ］／［Ｐ］＝１２〜２４０、ｆ６＝［Ｃｕ］−３．５［Ｓｉ］−３［Ｐ］＋３（［Ｐｂ］＋０．８（［Ｂｉ］＋［Ｓｅ］）＋０．６［Ｔｅ］）１／２≧６２及びｆ７＝［Ｃｕ］−３．５［Ｓｉ］−３［Ｐ］−３（［Ｐｂ］＋０．８（［Ｂｉ］＋［Ｓｅ］）＋０．６［Ｔｅ］）１／２≦６８．５（含有しない元素ａについては［ａ］＝０とする）の関係を有し、
α相とκ相及び／又はγ相とを含有し且つ面積率における相ｂの含有量［ｂ］％についてｆ４＝［α］＋［γ］＋［κ］≧８５及びｆ５＝［γ］＋［κ］＋０．３［μ］−［β］＝５〜９５の関係（含有しない相ｂについては［ｂ］＝０とする）を有する金属組織をなし、
溶融固化時のマクロ組織での平均結晶粒径が２００μｍ以下であることを特徴とする、請求項２に記載する銅合金。
【請求項５】
Ａｌ：０．０２〜１．５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．２〜４ｍａｓｓ％及びＭｇ：０．００１〜０．２ｍａｓｓ％から選択された１種以上の元素を更に含有し、
元素ａの含有量［ａ］ｍａｓｓ％について、ｆ０＝［Ｃｕ］−３．５［Ｓｉ］−３［Ｐ］＋０．５（［Ｐｂ］＋０．８（［Ｂｉ］＋［Ｓｅ］）＋０．６［Ｔｅ］）−０．５（［Ｓｎ］＋［Ａｓ］＋［Ｓｂ］）−１．８［Ａｌ］＋２［Ｍｎ］＋［Ｍｇ］＝６１〜７１、ｆ１＝［Ｐ］／［Ｚｒ］＝０．７〜２００、ｆ２＝［Ｓｉ］／［Ｚｒ］＝７５〜５０００及びｆ３＝［Ｓｉ］／［Ｐ］＝１２〜２４０（含有しない元素ａについては［ａ］＝０とする）の関係を有し、
α相とκ相及び／又はγ相とを含有し且つ面積率における相ｂの含有量［ｂ］％についてｆ４＝［α］＋［γ］＋［κ］≧８５及びｆ５＝［γ］＋［κ］＋０．３［μ］−［β］＝５〜９５の関係（含有しない相ｂについては［ｂ］＝０とする）を有する金属組織をなし、
溶融固化時のマクロ組織での平均結晶粒径が２００μｍ以下であることを特徴とする、請求項１〜請求項４の何れかに記載する銅合金。
【請求項６】
元素ａの含有量［ａ］ｍａｓｓ％と面積率における相ｂの含有量［ｂ］％との間に、ｆ８＝［γ］＋［κ］＋０．３［μ］−［β］＋２５（［Ｐｂ］＋０．８（［Ｂｉ］＋［Ｓｅ］）＋０．６［Ｔｅ］）１／２≧１０及びｆ９＝［γ］＋［κ］＋０．３［μ］−［β］−２５（［Ｐｂ］＋０．８（［Ｂｉ］＋［Ｓｅ］）＋０．６［Ｔｅ］）１／２≦７０（含有しない元素ａ及び相ｂについては［ａ］＝［ｂ］＝０とする）の関係を有することを特徴とする、請求項２、請求項４及び請求項５の何れかに記載する銅合金。
【請求項７】
Ｆｅ及び／又はＮｉが不可避不純物として含有される場合にあって、その何れかが含有される場合にはＦｅ又はＮｉの含有量が０．３ｍａｓｓ％以下であり、またＦｅ及びＮｉが含有される場合にはそれらの合計含有量が０．３５ｍａｓｓ％以下であることを特徴とする、請求項１〜請求項６の何れかに記載する銅合金。
【請求項８】
溶融固化時における初晶がα相であることを特徴とする、請求項１〜請求項７の何れかに記載する銅合金。
【請求項９】
溶融固化時において包晶反応が生じるものであることを特徴とする、請求項１〜請求項７の何れかに記載する銅合金。
【請求項１０】
溶融固化時においては、デンドライト・ネットワークが形成されずデンドライトのアームが分断された結晶構造をなしており且つ結晶粒の二次元形態が円形状、楕円形状、十字形状、針形状又は多角形状をなしていることを特徴とする、請求項１〜請求項７の何れかに記載する銅合金。
【請求項１１】
マトリックスのα相が平均粒径２００μｍ以下に分断されており且つκ相及び／又はγ相がマトリックスに分散していることを特徴とする、請求項１〜請求項７の何れかに記載する銅合金。
【請求項１２】
Ｐｂ又はＢｉが含有されている場合にあっては、平均粒径が１μｍ以下で最大粒径が３μｍを超えないＰｂ粒子又はＢｉ粒子がマトリックスに分散していることを特徴とする、請求項２、請求項４、請求項５及び請求項７の何れかに記載する銅合金。
【請求項１３】
鋳造工程で得られる鋳造物又はこれに更に一回以上の塑性加工を施した塑性加工物であることを特徴とする、請求項１〜請求項１２の何れかに記載する銅合金。
【請求項１４】
請求項１３に記載する塑性加工物であって、すくい角：−６°及びノーズ半径：０．４ｍｍのバイトを使用した旋盤により、乾式で、切削速度：８０〜１６０ｍ／ｍｉｎ、切込み深さ：１．５ｍｍ及び送り速度：０．１１ｍｍ／ｒｅｖ．の条件で切削した場合において生成する切屑が台形若しくは三角形をなす小片形状、長さ２５ｍｍ以下のテープ形状又は針形状をなす切削加工物であることを特徴とする銅合金。
【請求項１５】
請求項１３に記載する鋳造物であって、横型連続鋳造法、アップワード法又はアップキャスト法により鋳造された線材、棒材又はホローバーであることを特徴とする銅合金。
【請求項１６】
請求項１３に記載する塑性加工物であって、熱間押出加工物、熱間鍛造加工物又は熱間圧延加工物であることを特徴とする銅合金。
【請求項１７】
請求項１３に記載する塑性加工物であって、請求項１５に記載する鋳造物を抽伸加工又は伸線加工してなる線材、棒材又はホローバーであることを特徴とする銅合金。
【請求項１８】
請求項１３に記載する鋳造物であって、固相率３０〜８０％の半溶融状態において、少なくともデンドライト・ネットワークが分断された結晶組織をなし且つ固相の２次元形態が円形状、円形に近い非円形状、楕円形状、十字形状又は多角形状をなす鋳物、半溶融鋳物、半溶融成形物、溶湯鍛造物又はダイキャスト成形物であることを特徴とする銅合金。
【請求項１９】
固相率６０％における固相の平均結晶粒径が１５０μｍ以下であること及び／又は当該固相の平均最大長が２００μｍ以下であることを特徴とする、請求項１８に記載する銅合金。
【請求項２０】
ニアネットシェイプに鋳造されたものであることを特徴とする、請求項１８又は請求項１９に記載する銅合金。
【請求項２１】
水と常時又は一時的に接触する状態で使用される接水金具であることを特徴とする、請求項１３〜請求項２０の何れかに記載する銅合金。
【請求項２２】
ニップル、ホースニップル、ソケット、エルボ、チーズ、プラグ、ブッシング、ユニオン、ジョイント、フランジ、ストップバルブ、ストレーナー、スリースバルブ、ゲートバルブ、チェッキバルブ、グローブバルブ、ダイヤフラムバルブ、ピンチバルブ、ボールバルブ、ニードルバルブ、ミニチュアバルブ、レリーフバルブ、メンコック、ハンドルコック、グランドコック、２方コック、３方コック、４方コック、ガスコック、ボール弁、安全弁、レリーフ弁、減圧弁、電磁弁、スチームトラップ、水道メータ、流量計、給水栓、散水栓、止水栓、自在栓、混合栓、分水栓、カラン、分枝栓、逆止弁、分枝バルブ、フラッシュバルブ、切り替えコック、シャワー、シャワーフック、プラグ、ザルボ、散水ノズル、スプリンクラー、給湯器用伝熱管、熱交換器用伝熱管、ボイラ用伝熱管、トラップ、消化栓弁、送水口、インペラ、インペラ軸若しくはポンプケース又はこれらの構成材であることを特徴とする、請求項２１に記載する銅合金。
【請求項２３】
相手部材と常時又は一時的に接触する状態で相対運動する摩擦係合部材であることを特徴とする、請求項１３〜請求項２０の何れかに記載する銅合金。
【請求項２４】
歯車、摺動ブッシュ、シリンダ、ピストンシュー、支承、ベアリング部品、バルブ、開閉弁、軸受部材、シャフト、ローラ、ロータリジョイント部品、ボルト、ナット若しくはスクリュー軸又はこれらの構成部材であることを特徴とする、請求項２３に記載する銅合金。
【請求項２５】
圧力センサ、温度センサ、コネクター、コンプレッサー部品、スクロールコンプレッサー部品、高圧バルブ、空調用バルブ・開閉弁、キャブレター部品、ケーブル止め金具、携帯電話アンテナ部品又は端子であることを特徴とする、請求項１３〜請求項２０の何れかに記載する銅合金。
【請求項２６】
請求項１〜請求項２５の何れかに記載する銅合金を製造する場合にあって、その鋳造工程においては、Ｚｒを、これを含有する銅合金物の形態で添加させることにより、鋳造に際して酸化物及び／又は硫化物の形態でＺｒが添加されないようにすることを特徴とする銅合金の製造方法。
【請求項２７】
Ｚｒを含有する前記銅合金物が、Ｃｕ−Ｚｒ合金若しくはＣｕ−Ｚｎ−Ｚｒ合金又はこれらの合金をベースとしてＰ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｓｎ、Ｍｎ及びＢから選択する１種以上の元素を更に含有させた銅合金であることを特徴とする、請求項２６に記載する銅合金の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、鋳造性，機械的特性（強度，延性等），耐蝕性，耐摩耗性，被削性等の諸特性に優れたＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ系の銅合金に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
銅合金は、一般の金属材料と同様、結晶粒の微細化によって耐力が向上することは知られており、その強度は、ホールペッチの法則に基づくと、結晶粒径の逆数の１／２乗に比例して向上すると言われている。【０００３】
而して、銅合金の結晶粒径が微細化する基本形態としては、一般に、（Ａ）銅合金の溶融固化時に結晶粒が微細化する場合と、（Ｂ）溶融固化後の銅合金（インゴット、スラブ等の鋳塊、ダイキャスト等の鋳造品、溶融鋳造品等）に圧延等の変形加工又は加熱処理を施すことにより、歪エネルギ等の蓄積エネルギが駆動力となって結晶粒が微細化する場合とがあり、（Ａ）（Ｂ）何れの場合にも、Ｚｒが結晶粒の微細化に有効に作用する元素として知られている。【０００４】
しかし、（Ａ）の場合、溶融固化段階におけるＺｒの結晶粒微細化作用は、他の元素及びそれらの含有量による影響を大きく受けるため、所望レベルの結晶粒微細化が達成されていないのが実情である。このため、一般的には、（Ｂ）の手法が広く用いられており、溶融固化後の鋳塊、鋳造品等に熱処理を施し、さらに歪を与えることにより、結晶粒の微細化を図ることが行われている。【０００５】
特公昭３８−２０４６７号公報は、Ｚｒ、Ｐ、Ｎｉを含む銅合金に溶体化処理を行ない、次に７５％の加工率で冷間加工を施した後の平均結晶粒径を調べたもので、Ｚｒを含有しないときの２８０μｍから、１７０μｍ（Ｚｒ：０．０５ｍａｓｓ％含有）、５０μｍ（Ｚｒ：０．１３ｍａｓｓ％含有）、２９μｍ（Ｚｒ：０．２２ｍａｓｓ％含有）、６μｍ（Ｚｒ：０．８９ｍａｓｓ％含有）の如く、Ｚｒの含有量の増加に比例して微細化されることを教示する。なお、この公報においては、Ｚｒの含有過多による悪影響を回避するために、Ｚｒを０．０５〜０．３ｍａｓｓ％含有させることが提案されている。【０００６】
また、特開２００４−２３３９５２公報を参照すると、０．１５〜０．５ｍａｓｓ％のＺｒが添加された銅合金を、鋳造後、溶体化処理及び歪付加のための変形加工を施すと、平均結晶粒径は、約２０μｍ以下のレベルにまで微細化されることが開示されている。
【特許文献１】特公昭３８−２０４６７号公報
【特許文献２】特開２００４−２３３９５２公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかし、前記（Ｂ）の手法のように、結晶粒径を微細化させるために、鋳造後にこれら処理及び加工を行うことは、コスト高を招く。また、鋳物製品の形状によっては、歪付加のための変形加工を施すことができないものもある。このため、結晶粒は、前記（Ａ）の手法により、銅合金が溶融固化した時点で微細化されていることが好ましい。ところが、（Ａ）の手法の場合、前述したように、溶融固化段階でのＺｒは、他の元素及びそれらの含有量による影響を大きく受けるため、Ｚｒの含有量を増やしたとしても、その増量に対応した結晶粒微細化効果を得られるとは限らない。また、Ｚｒは、酸素との親和力が非常に強いため、Ｚｒを大気溶解で添加すると、酸化物となり易く、歩留まりが非常に悪い。このため、鋳造後の製品に含まれる量はたとえ僅かな量であっても、鋳込み段階では、相当量の原料を投入する必要がある。一方、溶解中での酸化物の生成量があまり多くなると、鋳込み時に酸化物が巻き込まれ易くなり、鋳造欠陥を生じる虞れがある。酸化物の生成を回避するために、真空中又は不活性ガス雰囲気中で溶解、鋳造を行なうことは可能であるが、コスト高を招く。また、Ｚｒは高価な元素であるから、経済的観点より、添加量はできるだけ少なく抑えることが好ましい。【０００８】
このため、Ｚｒの含有量をできるだけ少なくすると共に、鋳造工程の溶融固化後の段階で、平均結晶粒径が微細化された銅合金が要請されている。【０００９】
また、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ系の銅合金の場合、Ｓｉは機械的特性等の向上に寄与するが、一方では、溶融固化時に割れやざく巣が発生し易くなり、引け巣が大きく、ブローホール等の鋳物欠陥が発生し易くなる問題があった。この主な原因は、Ｓｉの含有量が多くなるにつれて、凝固温度範囲（液相線温度と固相線温度との差）が広くなり、また熱伝導性が悪くなることによる。また、従来のＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ系の銅合金の凝固組織を観察すると、デンドライトが樹枝状に生成されており、このデンドライトのアームが、発生する気泡を大気中に開放され難くし、ブローホールの残留の原因、局部的な大きな引け巣の発生の原因になっている。【００１０】
本発明は、上記した点に鑑みてなされたもので、結晶粒の微細化により鋳造性，機械的諸特性，耐蝕性，被削性，加工性等の銅合金特性を大幅に向上させ得るＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ系の銅合金を提供すると共に、当該銅合金を良好に製造することができる方法を提供することを目的とするものである。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明は、上記の目的を達成すべく、次のような銅合金及びその製造方法を提案する。【００１２】
すなわち、本発明は、第１に、Ｃｕ：６９〜８８ｍａｓｓ％（好ましくは７０〜８４ｍａｓｓ％、より好ましくは７１．５〜７９．５ｍａｓｓ％、最適には７３〜７９ｍａｓｓ％）と、Ｓｉ：２〜５ｍａｓｓ％（好ましくは２．２〜４．８ｍａｓｓ％、より好ましくは２．５〜４．５ｍａｓｓ％、最適には２．７〜３．７ｍａｓｓ％）と、Ｚｒ：０．０００５〜０．０４ｍａｓｓ％（好ましくは０．０００８〜０．０２９ｍａｓｓ％、より好ましくは０．００１〜０．０１９ｍａｓｓ％、更に好ましくは０．００２５〜０．０１４ｍａｓｓ％、最適には０．００４〜０．００９５ｍａｓｓ％）と、Ｐ：０．０１〜０．２５ｍａｓｓ％（好ましくは０．０２〜０．２ｍａｓｓ％、より好ましくは０．０３〜０．１６ｍａｓｓ％、最適には０．０４〜０．１２ｍａｓｓ％）と、Ｚｎ：残部とからなり、下記の（１）〜（７）の条件を満足する銅合金（以下「第１銅合金」という）を提案する。この第１銅合金にあっては、上記条件に加えて、更に、下記の（１０）〜（１５）の条件を満足することが好ましい。第１銅合金が切削加工を必要とするものである場合には、これらの条件に加えて、更に（１７）の条件を満足することが好ましい。【００１３】
本発明は、第２に、第１銅合金の構成元素にＳｎ、Ａｓ及びＳｂから選択した１種以上の元素を更に含有させた組成をなすものであって、Ｃｕ：６９〜８８ｍａｓｓ％（好ましくは７０〜８４ｍａｓｓ％、より好ましくは７１．５〜７９．５ｍａｓｓ％、最適には７３〜７９ｍａｓｓ％）と、Ｓｉ：２〜５ｍａｓｓ％（好ましくは２．２〜４．８ｍａｓｓ％、より好ましくは２．５〜４．５ｍａｓｓ％、最適には２．７〜３．７ｍａｓｓ％）と、Ｚｒ：０．０００５〜０．０４ｍａｓｓ％（好ましくは０．０００８〜０．０２９ｍａｓｓ％、より好ましくは０．００１〜０．０１９ｍａｓｓ％、更に好ましくは０．００２５〜０．０１４ｍａｓｓ％、最適には０．００４〜０．００９５ｍａｓｓ％）と、Ｐ：０．０１〜０．２５ｍａｓｓ％（好ましくは０．０２〜０．２ｍａｓｓ％、より好ましくは０．０３〜０．１６ｍａｓｓ％、最適には０．０４〜０．１２ｍａｓｓ％）と、Ｓｎ：０．０５〜１．５ｍａｓｓ％（好ましくは０．１〜０．９ｍａｓｓ％、より好ましくは０．２〜０．７ｍａｓｓ％、最適には０．２５〜０．６ｍａｓｓ％）、Ａｓ：０．０２〜０．２５ｍａｓｓ％（好ましくは０．０３〜０．１５ｍａｓｓ％）及びＳｂ：０．０２〜０．２５ｍａｓｓ％（好ましくは０．０３〜０．１５ｍａｓｓ％）から選択された１種以上の元素と、Ｚｎ：残部とからなり、下記の（１）〜（７）の条件を満足する銅合金（以下「第２銅合金」という）を提案する。この第２銅合金にあっては、上記条件に加えて、更に、下記の（１０）〜（１５）の条件を満足することが好ましい。また、第２銅合金が切削加工を必要とするものである場合には、これらの条件に加えて、更に（１７）の条件を満足することが好ましい。【００１４】
本発明は、第３に、第１銅合金の構成元素にＡｌ、Ｍｎ及びＭｇから選択した１種以上の元素を更に含有させた組成をなすものであって、Ｃｕ：６９〜８８ｍａｓｓ％（好ましくは７０〜８４ｍａｓｓ％、より好ましくは７１．５〜７９．５ｍａｓｓ％、最適には７３〜７９ｍａｓｓ％）と、Ｓｉ：２〜５ｍａｓｓ％（好ましくは２．２〜４．８ｍａｓｓ％、より好ましくは２．５〜４．５ｍａｓｓ％、最適には２．７〜３．７ｍａｓｓ％）と、Ｚｒ：０．０００５〜０．０４ｍａｓｓ％（好ましくは０．０００８〜０．０２９ｍａｓｓ％、より好ましくは０．００１〜０．０１９ｍａｓｓ％、更に好ましくは０．００２５〜０．０１４ｍａｓｓ％、最適には０．００４〜０．００９５ｍａｓｓ％）と、Ｐ：０．０１〜０．２５ｍａｓｓ％（好ましくは０．０２〜０．２ｍａｓｓ％、より好ましくは０．０３〜０．１６ｍａｓｓ％、最適には０．０４〜０．１２ｍａｓｓ％）と、Ａｌ：０．０２〜１．５ｍａｓｓ％（好ましくは０．１〜１．２ｍａｓｓ％）、Ｍｎ：０．２〜４ｍａｓｓ％（好ましくは０．５〜３．５ｍａｓｓ％）及びＭｇ：０．００１〜０．２ｍａｓｓ％から選択された１種以上の元素と、Ｚｎ：残部とからなり、下記の（１）〜（７）の条件を満足する銅合金（以下「第３銅合金」という）を提案する。この第３銅合金にあっては、上記条件に加えて、更に、下記の（１０）〜（１５）の条件を満足することが好ましい。また、第３銅合金が切削加工を必要とするものである場合には、これらの条件に加えて、更に（１７）の条件を満足することが好ましい。【００１５】
本発明は、第４に、第１銅合金の構成元素にＳｎ、Ａｓ及びＳｂから選択した１種以上の元素とＡｌ、Ｍｎ及びＭｇから選択した１種以上の元素とを更に含有させた組成をなすものであって、Ｃｕ：６９〜８８ｍａｓｓ％（好ましくは７０〜８４ｍａｓｓ％、より好ましくは７１．５〜７９．５ｍａｓｓ％、最適には７３〜７９ｍａｓｓ％）と、Ｓｉ：２〜５ｍａｓｓ％（好ましくは２．２〜４．８ｍａｓｓ％、より好ましくは２．５〜４．５ｍａｓｓ％、最適には２．７〜３．７ｍａｓｓ％）と、Ｚｒ：０．０００５〜０．０４ｍａｓｓ％（好ましくは０．０００８〜０．０２９ｍａｓｓ％、より好ましくは０．００１〜０．０１９ｍａｓｓ％、更に好ましくは０．００２５〜０．０１４ｍａｓｓ％、最適には０．００４〜０．００９５ｍａｓｓ％）と、Ｐ：０．０１〜０．２５ｍａｓｓ％（好ましくは０．０２〜０．２ｍａｓｓ％、より好ましくは０．０３〜０．１６ｍａｓｓ％、最適には０．０４〜０．１２ｍａｓｓ％）と、Ｓｎ：０．０５〜１．５ｍａｓｓ％（好ましくは０．１〜０．９ｍａｓｓ％、より好ましくは０．２〜０．７ｍａｓｓ％、最適には０．２５〜０．６ｍａｓｓ％）、Ａｓ：０．０２〜０．２５ｍａｓｓ％（好ましくは０．０３〜０．１５ｍａｓｓ％）及びＳｂ：０．０２〜０．２５ｍａｓｓ％（好ましくは０．０３〜０．１５ｍａｓｓ％）から選択された１種以上の元素と、Ａｌ：０．０２〜１．５ｍａｓｓ％（好ましくは０．１〜１．２ｍａｓｓ％）、Ｍｎ：０．２〜４ｍａｓｓ％（好ましくは０．５〜３．５ｍａｓｓ％）及びＭｇ：０．００１〜０．２ｍａｓｓ％から選択された１種以上の元素と、Ｚｎ：残部とからなり、下記の（１）〜（７）の条件を満足する銅合金（以下「第４銅合金」という）を提案する。この第４銅合金にあっては、上記条件に加えて、更に、下記の（１０）〜（１５）の条件を満足することが好ましい。また、第４銅合金が切削加工を必要とするものである場合には、これらの条件に加えて、更に（１７）の条件を満足することが好ましい。【００１６】
本発明は、第５に、第１銅合金の構成元素にＰｂ、Ｂｉ、Ｓｅ及びＴｅから選択した１種以上の元素を更に含有させた組成をなすものであって、Ｃｕ：６９〜８８ｍａｓｓ％（好ましくは７０〜８４ｍａｓｓ％、より好ましくは７１．５〜７９．５ｍａｓｓ％、最適には７３〜７９ｍａｓｓ％）と、Ｓｉ：２〜５ｍａｓｓ％（好ましくは２．２〜４．８ｍａｓｓ％、より好ましくは２．５〜４．５ｍａｓｓ％、最適には２．７〜３．７ｍａｓｓ％）と、Ｚｒ：０．０００５〜０．０４ｍａｓｓ％（好ましくは０．０００８〜０．０２９ｍａｓｓ％、より好ましくは０．００１〜０．０１９ｍａｓｓ％、更に好ましくは０．００２５〜０．０１４ｍａｓｓ％、最適には０．００４〜０．００９５ｍａｓｓ％）と、Ｐ：０．０１〜０．２５ｍａｓｓ％（好ましくは０．０２〜０．２ｍａｓｓ％、より好ましくは０．０３〜０．１６ｍａｓｓ％、最適には０．０４〜０．１２ｍａｓｓ％）と、Ｐｂ：０．００５〜０．４５ｍａｓｓ％（好ましくは０．００５〜０．２ｍａｓｓ％、より好ましくは０．００５〜０．１ｍａｓｓ％）、Ｂｉ：０．００５〜０．４５ｍａｓｓ％（好ましくは０．００５〜０．２ｍａｓｓ％、より好ましくは０．００５〜０．１ｍａｓｓ％）、Ｓｅ：０．０３〜０．４５ｍａｓｓ％（好ましくは０．０５〜０．２ｍａｓｓ％、より好ましくは０．０５〜０．１ｍａｓｓ％）及びＴｅ：０．０１〜０．４５ｍａｓｓ％（好ましくは０．０３〜０．２ｍａｓｓ％、より好ましくは０．０５〜０．１ｍａｓｓ％）から選択された１種以上の元素と、Ｚｎ：残部とからなり、下記の（１）〜（８）の条件を満足する銅合金（以下「第５銅合金」という）を提案する。この第５銅合金にあっては、上記条件に加えて、更に、下記の（９）〜（１６）の条件を満足することが好ましい。また、第５銅合金が切削加工を必要とするものである場合には、これらの条件に加えて、更に（１７）の条件を満足することが好ましい。【００１７】
本発明は、第６に、第５銅合金の構成元素にＳｎ、Ａｓ及びＳｂから選択した１種以上の元素を更に含有させた組成をなすものであって、Ｃｕ：６９〜８８ｍａｓｓ％（好ましくは７０〜８４ｍａｓｓ％、より好ましくは７１．５〜７９．５ｍａｓｓ％、最適には７３〜７９ｍａｓｓ％）と、Ｓｉ：２〜５ｍａｓｓ％（好ましくは２．２〜４．８ｍａｓｓ％、より好ましくは２．５〜４．５ｍａｓｓ％、最適には２．７〜３．７ｍａｓｓ％）と、Ｚｒ：０．０００５〜０．０４ｍａｓｓ％（好ましくは０．０００８〜０．０２９ｍａｓｓ％、より好ましくは０．００１〜０．０１９ｍａｓｓ％、更に好ましくは０．００２５〜０．０１４ｍａｓｓ％、最適には０．００４〜０．００９５ｍａｓｓ％）と、Ｐ：０．０１〜０．２５ｍａｓｓ％（好ましくは０．０２〜０．２ｍａｓｓ％、より好ましくは０．０３〜０．１６ｍａｓｓ％、最適には０．０４〜０．１２ｍａｓｓ％）と、Ｐｂ：０．００５〜０．４５ｍａｓｓ％（好ましくは０．００５〜０．２ｍａｓｓ％、より好ましくは０．００５〜０．１ｍａｓｓ％）、Ｂｉ：０．００５〜０．４５ｍａｓｓ％（好ましくは０．００５〜０．２ｍａｓｓ％、より好ましくは０．００５〜０．１ｍａｓｓ％）、Ｓｅ：０．０３〜０．４５ｍａｓｓ％（好ましくは０．０５〜０．２ｍａｓｓ％、より好ましくは０．０５〜０．１ｍａｓｓ％）及びＴｅ：０．０１〜０．４５ｍａｓｓ％（好ましくは０．０３〜０．２ｍａｓｓ％、より好ましくは０．０５〜０．１ｍａｓｓ％）から選択された１種以上の元素と、Ｓｎ：０．０５〜１．５ｍａｓｓ％（好ましくは０．１〜０．９ｍａｓｓ％、より好ましくは０．２〜０．７ｍａｓｓ％、最適には０．２５〜０．６ｍａｓｓ％）、Ａｓ：０．０２〜０．２５ｍａｓｓ％（好ましくは０．０３〜０．１５ｍａｓｓ％）及びＳｂ：０．０２〜０．２５ｍａｓｓ％（好ましくは０．０３〜０．１５ｍａｓｓ％）から選択された１種以上の元素と、Ｚｎ：残部とからなり、下記の（１）〜（８）の条件を満足する銅合金（以下「第６銅合金」という）を提案する。この第６銅合金にあっては、上記条件に加えて、更に、下記の（９）〜（１６）の条件を満足することが好ましい。また、第６銅合金が切削加工を必要とするものである場合には、これらの条件に加えて、更に（１７）の条件を満足することが好ましい。【００１８】
本発明は、第７に、第５銅合金の構成元素にＡｌ、Ｍｎ及びＭｇから選択した１種以上の元素を更に含有させた組成をなすものであって、Ｃｕ：６９〜８８ｍａｓｓ％（好ましくは７０〜８４ｍａｓｓ％、より好ましくは７１．５〜７９．５ｍａｓｓ％、最適には７３〜７９ｍａｓｓ％）と、Ｓｉ：２〜５ｍａｓｓ％（好ましくは２．２〜４．８ｍａｓｓ％、より好ましくは２．５〜４．５ｍａｓｓ％、最適には２．７〜３．７ｍａｓｓ％）と、Ｚｒ：０．０００５〜０．０４ｍａｓｓ％（好ましくは０．０００８〜０．０２９ｍａｓｓ％、より好ましくは０．００１〜０．０１９ｍａｓｓ％、更に好ましくは０．００２５〜０．０１４ｍａｓｓ％、最適には０．００４〜０．００９５ｍａｓｓ％）と、Ｐ：０．０１〜０．２５ｍａｓｓ％（好ましくは０．０２〜０．２ｍａｓｓ％、より好ましくは０．０３〜０．１６ｍａｓｓ％、最適には０．０４〜０．１２ｍａｓｓ％）と、Ｐｂ：０．００５〜０．４５ｍａｓｓ％（好ましくは０．００５〜０．２ｍａｓｓ％、より好ましくは０．００５〜０．１ｍａｓｓ％）、Ｂｉ：０．００５〜０．４５ｍａｓｓ％（好ましくは０．００５〜０．２ｍａｓｓ％、より好ましくは０．００５〜０．１ｍａｓｓ％）、Ｓｅ：０．０３〜０．４５ｍａｓｓ％（好ましくは０．０５〜０．２ｍａｓｓ％、より好ましくは０．０５〜０．１ｍａｓｓ％）及びＴｅ：０．０１〜０．４５ｍａｓｓ％（好ましくは０．０３〜０．２ｍａｓｓ％、より好ましくは０．０５〜０．１ｍａｓｓ％）から選択された１種以上の元素と、Ａｌ：０．０２〜１．５ｍａｓｓ％（好ましくは０．１〜１．２ｍａｓｓ％）、Ｍｎ：０．２〜４ｍａｓｓ％（好ましくは０．５〜３．５ｍａｓｓ％）及びＭｇ：０．００１〜０．２ｍａｓｓ％から選択された１種以上の元素と、Ｚｎ：残部とからなり、下記の（１）〜（８）の条件を満足する銅合金（以下「第７銅合金」という）を提案する。この第７銅合金にあっては、上記条件に加えて、更に、下記の（９）〜（１６）の条件を満足することが好ましい。また、第７銅合金が切削加工を必要とするものである場合には、これらの条件に加えて、更に（１７）の条件を満足することが好ましい。【００１９】
本発明は、第８に、第５銅合金の構成元素にＳｎ、Ａｓ及びＳｂから選択した１種以上の元素とＡｌ、Ｍｎ及びＭｇから選択した１種以上の元素とを更に含有させた組成をなすものであって、Ｃｕ：６９〜８８ｍａｓｓ％（好ましくは７０〜８４ｍａｓｓ％、より好ましくは７１．５〜７９．５ｍａｓｓ％、最適には７３〜７９ｍａｓｓ％）と、Ｓｉ：２〜５ｍａｓｓ％（好ましくは２．２〜４．８ｍａｓｓ％、より好ましくは２．５〜４．５ｍａｓｓ％、最適には２．７〜３．７ｍａｓｓ％）と、Ｚｒ：０．０００５〜０．０４ｍａｓｓ％（好ましくは０．０００８〜０．０２９ｍａｓｓ％、より好ましくは０．００１〜０．０１９ｍａｓｓ％、更に好ましくは０．００２５〜０．０１４ｍａｓｓ％、最適には０．００４〜０．００９５ｍａｓｓ％）と、Ｐ：０．０１〜０．２５ｍａｓｓ％（好ましくは０．０２〜０．２ｍａｓｓ％、より好ましくは０．０３〜０．１６ｍａｓｓ％、最適には０．０４〜０．１２ｍａｓｓ％）と、Ｐｂ：０．００５〜０．４５ｍａｓｓ％（好ましくは０．００５〜０．２ｍａｓｓ％、より好ましくは０．００５〜０．１ｍａｓｓ％）、Ｂｉ：０．００５〜０．４５ｍａｓｓ％（好ましくは０．００５〜０．２ｍａｓｓ％、より好ましくは０．００５〜０．１ｍａｓｓ％）、Ｓｅ：０．０３〜０．４５ｍａｓｓ％（好ましくは０．０５〜０．２ｍａｓｓ％、より好ましくは０．０５〜０．１ｍａｓｓ％）及びＴｅ：０．０１〜０．４５ｍａｓｓ％（好ましくは０．０３〜０．２ｍａｓｓ％、より好ましくは０．０５〜０．１ｍａｓｓ％）から選択された１種以上の元素と、Ｓｎ：０．０５〜１．５ｍａｓｓ％（好ましくは０．１〜０．９ｍａｓｓ％、より好ましくは０．２〜０．７ｍａｓｓ％、最適には０．２５〜０．６ｍａｓｓ％）、Ａｓ：０．０２〜０．２５ｍａｓｓ％（好ましくは０．０３〜０．１５ｍａｓｓ％）及びＳｂ：０．０２〜０．２５ｍａｓｓ％（好ましくは０．０３〜０．１５ｍａｓｓ％）から選択された１種以上の元素と、Ａｌ：０．０２〜１．５ｍａｓｓ％（好ましくは０．１〜１．２ｍａｓｓ％）、Ｍｎ：０．２〜４ｍａｓｓ％（好ましくは０．５〜３．５ｍａｓｓ％）及びＭｇ：０．００１〜０．２ｍａｓｓ％から選択された１種以上の元素と、Ｚｎ：残部とからなり、下記の（１）〜（８）の条件を満足する銅合金（以下「第８銅合金」という）を提案する。この第８銅合金にあっては、上記条件に加えて、更に、下記の（９）〜（１６）の条件を満足することが好ましい。第８銅合金が切削加工を必要とするものである場合には、これらの条件に加えて、更に（１７）の条件を満足することが好ましい。【００２０】
なお、以下の説明において、［ａ］は元素ａの含有量値を示すものであり、元素ａの含有量は［ａ］ｍａｓｓ％で表現される。例えば、Ｃｕの含有量は［Ｃｕ］ｍａｓｓ％とされる。また、［ｂ］は相ｂの面積率による含有量値を示すものであり、相ｂの含有量（面積率）は［ｂ］％で表現される。例えば、α相の含有量（面積率）は［α］％で表現される。また、各相ｂの含有量たる面積率は、画像解析により測定されるものであり、具体的には、２００倍の光学顕微鏡組織を画像処理ソフト「ＷｉｎＲＯＯＦ」（株式会社テックジャム）で２値化することにより求められるもので、３視野で測定された面積率の平均値である。
（１）ｆ０＝［Ｃｕ］−３．５［Ｓｉ］−３［Ｐ］＋０．５（［Ｐｂ］＋０．８（［Ｂｉ］＋［Ｓｅ］）＋０．６［Ｔｅ］）−０．５（［Ｓｎ］＋［Ａｓ］＋［Ｓｂ］）−１．８［Ａｌ］＋２［Ｍｎ］＋［Ｍｇ］＝６１〜７１（好ましくはｆ０＝６２〜６９．５、より好ましくはｆ０＝６２．５〜６８．５、最適にはｆ０＝６４〜６７）であること。なお、ｆ０において、含有しない元素ａについては［ａ］＝０とする。
（２）ｆ１＝［Ｐ］／［Ｚｒ］＝０．７〜２００（好ましくはｆ１＝１．２〜１００、より好ましくはｆ１＝２．３〜５０、最適にはｆ１＝３．５〜３０）であること。
（３）ｆ２＝［Ｓｉ］／［Ｚｒ］＝７５〜５０００（好ましくはｆ２＝１２０〜３０００、より好ましくはｆ２＝１８０〜１５００、最適にはｆ２＝３００〜９００）であること。
（４）ｆ３＝［Ｓｉ］／［Ｐ］＝１２〜２４０（好ましくはｆ３＝１６〜１６０、より好ましくはｆ３＝２０〜１２０、最適にはｆ３＝２５〜８０）であること。
（５）α相とκ相及び／又はγ相とを含有し且つｆ４＝［α］＋［γ］＋［κ］≧８５（好ましくはｆ４≧９５）であること。なお、ｆ４において、含有しない相ｂについては［ｂ］＝０とする。
（６）ｆ５＝［γ］＋［κ］＋０．３［μ］−［β］＝５〜９５（好ましくはｆ５＝１０〜７０、より好ましくはｆ５＝１５〜６０、最適にはｆ５＝２０〜４５）であること。なお、ｆ５において、含有しない相ｂについては［ｂ］＝０とする。
（７）溶融固化時のマクロ組織での平均結晶粒径が２００μｍ以下（好ましくは１５０μｍ以下、より好ましくは１００μｍ以下、最適には５０μｍ以下）であること。ここに、溶融固化時のマクロ組織（又はミクロ組織）での平均結晶粒径とは、鋳造（金型鋳造，砂型鋳造、横型連続鋳造、アップワード（アップキャスト）、半溶融鋳造、半溶融鍛造、溶融鍛造等の従来公知の各種鋳造法による鋳造を含む）又は溶接，溶断により溶融固化させた後であって変形加工（押出及び圧延等）や加熱処理が一切施されていない状態におけるマクロ組織（又はミクロ組織）の結晶粒径の平均値をいう。なお、この明細書の中で使用される「鋳物」ないし「鋳造物」という語は、完全に、又は一部が溶解して凝固した物を意味し、圧延や押出用のインゴット、スラブ、ビレットを始め、例えば、砂型鋳物、金型鋳物、低圧鋳造鋳物、ダイキャスト、ロストワックス、セミソリッド鋳造（例えば、チクソーキャスティング、レオキャスティング）、半溶融成形物、スクイズ、遠心鋳造、連続鋳造鋳物（例えば、横型連続鋳造、アップワード、アップキャストで作られた棒材、中空棒材、異形棒材、異形中空棒材、コイル材、線材等）、溶融鍛造（直接鍛造）、溶射、肉盛、ライニング、オーバレイによる鋳物を挙げることができる。さらに、溶接についても、母材の一部を溶かし、凝固させて、繋ぎ合わせるものであるから、広義において、鋳物に含まれるものと理解されるべきである。
（８）ｆ６＝［Ｃｕ］−３．５［Ｓｉ］−３［Ｐ］＋３（［Ｐｂ］＋０．８（［Ｂｉ］＋［Ｓｅ］）＋０．６［Ｔｅ］）１／２≧６２（好ましくはｆ６≧６３．５）であり且つｆ７＝［Ｃｕ］−３．５［Ｓｉ］−３［Ｐ］−３（［Ｐｂ］＋０．８（［Ｂｉ］＋［Ｓｅ］）＋０．６［Ｔｅ］）１／２≦６８．５（好ましくはｆ７≦６７）であること。なお、ｆ６，ｆ７において、含有しない元素ａについては［ａ］＝０とする。
（９）ｆ８＝［γ］＋［κ］＋０．３［μ］−［β］＋２５（［Ｐｂ］＋０．８（［Ｂｉ］＋［Ｓｅ］）＋０．６［Ｔｅ］）１／２≧１０（好ましくはｆ８≧２０）であり且つｆ９＝［γ］＋［κ］＋０．３［μ］−［β］−２５（［Ｐｂ］＋０．８（［Ｂｉ］＋［Ｓｅ］）＋０．６［Ｔｅ］）１／２≦７０（好ましくはｆ９≦５０）であること。なお、ｆ７，ｆ８において、含有しない元素ａ又は相ｂについては［ａ］＝０又は［ｂ］＝０とする。
（１０）溶融固化時における初晶がα相であること。
（１１）溶融固化時において包晶反応が生じるものであること。
（１２）溶融固化時においては、デンドライト・ネットワークが形成されずデンドライトのアームが分断された結晶構造をなしており且つ結晶粒の二次元形態が円形状、楕円形状、十字形状、針形状又は多角形状をなしていること。
（１３）マトリックスのα相が平均粒径２００μｍ以下に分断されており且つκ相及び／又はγ相がマトリックスに分散していること。
（１４）固相率３０〜８０％の半溶融状態において、少なくともデンドライト・ネットワークが分断された結晶組織をなし且つ固相の２次元形態が円形状、円形に近い非円形状、楕円形状、十字形状又は多角形状をなすこと。
（１５）固相率６０％の半溶融状態において、固相の平均結晶粒径が１５０μｍ以下（好ましくは１００μｍ以下、より好ましくは５０μｍ以下、最適には４０μｍ以下）であること及び／又は当該固相の平均最大長が２００μｍ以下（好ましくは１５０μｍ以下、より好ましくは１００μｍ以下、最適には８０μｍ以下）であること。
（１６）Ｐｂ又はＢｉが含有されている場合にあっては、平均粒径が１μｍ以下で最大粒径が３μｍ（好ましくは２μｍ）を超えないＰｂ粒子又はＢｉ粒子がマトリックスに分散していること。
（１７）すくい角：−６°及びノーズ半径：０．４ｍｍのバイトを使用した旋盤により、乾式で、切削速度：８０〜１６０ｍ／ｍｉｎ、切込み深さ：１．５ｍｍ及び送り速度：０．１１ｍｍ／ｒｅｖ．の条件で切削した場合において生成する切屑が台形若しくは三角形をなす小片形状（図５（Ａ））、長さ２５ｍｍ以下のテープ形状（同図５（Ｂ））又は針形状（同図（Ｃ））をなすこと。
【００２１】
而して、第１〜第８銅合金にあって、Ｃｕは当該銅合金の主元素であり、工業用材料としての耐食性（耐脱亜鉛腐食性、耐応力腐食割れ性）及び機械的特性を確保するためには６９ｍａｓｓ％以上含有させる必要がある。しかし、Ｃｕ含有量が８８ｍａｓｓ％を超えると、強度，耐摩耗性が低下し、後述するＺｒ及びＰの共添による結晶粒の微細化効果を妨げる虞れがある。これらの点を考慮すれば、Ｃｕ含有量は６９〜８８ｍａｓｓ％であることが必要であり、７０〜８４ｍａｓｓ％としておくことが好ましく、７１．５〜７９．５ｍａｓｓ％としておくことがより好ましく、最適には７３〜７９ｍａｓｓ％としておくのがよい。さらに、結晶粒の微細化を図るためには、他の含有元素との関係を重視する必要があり、（１）の条件を満足することが必要である。すなわち、Ｃｕ及びその他の構成元素の含有量相互に、ｆ０＝［Ｃｕ］−３．５［Ｓｉ］−３［Ｐ］＋０．５（［Ｐｂ］＋０．８（［Ｂｉ］＋［Ｓｅ］）＋０．６［Ｔｅ］）−０．５（［Ｓｎ］＋［Ａｓ］＋［Ｓｂ］）−１．８［Ａｌ］＋２［Ｍｎ］＋［Ｍｇ］＝６１〜７１の関係が成立することが必要であり、ｆ０＝６２〜６９．５であることが好ましく、ｆ０＝６２．５〜６８．５であることがより好ましく、ｆ０＝６４〜６７であることが最適である。なお、ｆ０の下限値は初晶がα相であるか否かに関る値でもあり、ｆ０の上限値は、包晶反応に関る値でもある。【００２２】
第１〜第８銅合金にあって、Ｚｎは、Ｃｕ，Ｓｉと共に、当該銅合金の主元素であり、合金の積層欠陥エネルギーを下げ、包晶反応を生じさせ、溶融固化物の結晶粒の微細化作用、溶湯の流動性向上並びに融点低下作用、Ｚｒの酸化損失の防止作用、耐食性向上作用及び被削性向上作用を有する他、引張強さ、耐力、衝撃強さ及び疲労強等の機械的強度を向上させる働きがある。かかる点を考慮して、Ｚｎの含有量は、各構成元素の含有量を差し引いた残部とする。【００２３】
第１〜第８銅合金にあって、Ｓｉは、Ｚｒ、Ｐ、Ｃｕ及びＺｎと共添させると、合金の積層欠陥エネルギーを下げ、包晶反応に与る組成範囲を広げ、顕著な結晶粒微細化効果を発揮する元素である。その添加量は２％以上で効果を発揮する。しかし、Ｓｉを５％を超えて添加しても、Ｃｕ、Ｚｎとの共添による結晶粒微細化作用は飽和するか、逆に低下する傾向にあり、更には延性の低下をきたす。また、Ｓｉ含有量が５％を超えると、熱伝導性が低下し、凝固温度範囲が広くなって、鋳造性が悪くなる虞れがある。また、Ｓｉには溶湯の流動性を向上させ、溶湯の酸化を防ぎ、融点を下げる作用がある。また、耐食性、特に耐脱亜鉛腐食性及び耐応力腐食割れ性を向上させる作用がある。更には、被削性の向上と、引張り強さ、耐力、衝撃強さ、疲労強度などの機械的強度の向上に寄与する。これらの作用が、鋳物の結晶粒の微細化について相乗効果を生み出す。これらのＳｉ添加機能が効果的に発揮されるには、Ｓｉの含有量は、（１）を満足することを条件として、２〜５ｍａｓｓ％としておく必要があり、２．２〜４．８ｍａｓｓ％としておくことが好ましく、２．５％〜４．５％としておくことが好ましく、２．７〜３．７ｍａｓｓ％としておくのが最適する。【００２４】
第１〜第８銅合金にあって、Ｚｒ及びＰは、銅合金結晶粒の微細化、特に溶融固化時の結晶粒の微細化を図ることを目的として共添されるものである。すなわち、Ｚｒ及びＰは、単独では、他の一般的な添加元素と同様、銅合金結晶粒の微細化を僅かに図ることができるにすぎないが、共存状態で極めて有効な結晶粒の微細化機能を発揮するものである。【００２５】
このような結晶粒の微細化機能は、Ｚｒについては０．０００５ｍａｓｓ％以上で発揮され、０．０００８ｍａｓｓ％以上で効果的に発揮され、０．００１ｍａｓｓ％以上で顕著に発揮され、０．００２５ｍａｓｓ％以上でより顕著に発揮され、０．００４ｍａｓｓ％以上で極めて顕著に発揮されることになり、Ｐについては０．０１ｍａｓｓ％以上で発揮され、０．０２ｍａｓｓ％以上で顕著に発揮され、０．０３ｍａｓｓ％以上でより顕著に発揮され、０．０４ｍａｓｓ％以上で極めて顕著に発揮されることになる。【００２６】
一方、Ｚｒ添加量が０．０４ｍａｓｓ％に達し、またＰ添加量が０．２５ｍａｓｓ％に達すると、他の構成元素の種類，含有量に拘わらず、Ｚｒ及びＰの共添による結晶粒の微細化機能は完全に飽和することになる。したがって、かかる機能を効果的に発揮させるに必要なＺｒ及びＰの添加量は、Ｚｒについては０．０４ｍａｓｓ％以下であり、Ｐについては０．２５ｍａｓｓ％以下であることが必要である。なお、Ｚｒ及びＰは、それらの添加量が上記した範囲で設定される微量であれば、他の構成元素によって発揮される合金特性を阻害することがなく、例えば、Ｓｎを含有する場合にも、結晶粒の微細化により、γ相に優先配分される高Ｓｎ濃度部分を連続したものでなくマトリックス内に均一に分布させることができ、その結果、鋳造割れを防止でき、ざく巣，引け巣，ブローホール，ミクロポロシティの少ない健全な鋳造物を得ることができ、更に鋳造後に行う冷間抽伸や冷間伸線の加工性能を向上させることができ、当該合金の特性を更に向上させることができる。なお、工業的に極く微量のＺｒを添加する観点からは、Ｚｒを０．０１９ｍａｓｓ％を超えて添加しても、結晶粒の微細化効果がより一層発揮されるものではなく、０．０２９ｍａｓｓ％を超えると、むしろ、結晶粒の微細化効果が損なわれる虞れがあり、０．０４ｍａｓｓ％を超えると、明らかに結晶粒の微細化効果が喪失する。【００２７】
なお、Ｚｒは非常に酸素との親和力が強いものであるため、大気中で溶融させる場合やスクラップ材を原料として使用する場合には、Ｚｒの酸化物，硫化物となり易く、Ｚｒを過剰に添加すると、溶湯の粘性が高められて、鋳造中に酸化物，硫化物の巻き込み等による鋳造欠陥を生じ、ブローホールやミクロポロシティが発生し易くなる。これを避けるために真空や完全な不活性ガス雰囲気で溶解，鋳造させることも考えられるが、このようにすると、汎用性がなくなり、Ｚｒを専ら微細化元素として添加する銅合金において大幅なコストアップとなる。かかる点を考慮すると、酸化物，硫化物としての形態をなさないＺｒの添加量を０．０２９ｍａｓｓ％以下としておくことが好ましく、０．０１９ｍａｓｓ％以下としておくことがより好ましく、０．０１４ｍａｓｓ％以下としておくことが最も好ましく、０．００９５ｍａｓｓ％としておくのが最適である。また、Ｚｒ量をこのような範囲としておくと、当該銅合金をバージン材を新たに添加することなく再利用材として大気中で溶解した場合（当該再利用材のみからなる原料を使用して鋳造した場合）にも、Ｚｒの酸化物や硫化物の生成が減少し、再び微細結晶粒で構成された健全な第１〜第８銅合金を得ることが可能となる。【００２８】
これらの点から、Ｚｒ添加量は、０．０００５〜０．０４ｍａｓｓ％としておくことが必要であり、０．０００８〜０．０２９ｍａｓｓ％としておくことが好ましく、０．００１〜０．０１９ｍａｓｓ％としておくことがより好ましく、０．００２５〜０．０１４ｍａｓｓ％としておくことが最も好ましく、０．００４〜０．００９５ｍａｓｓ％としておくのが最適である。【００２９】
また、Ｐは、上述した如くＺｒとの共添により結晶粒の微細化機能を発揮させるために含有されるものであるが、耐蝕性，鋳造性等にも影響を与えるものである。したがって、Ｚｒとの共添による結晶粒の微細化機能に加えて、耐蝕性，鋳造性等に与える影響を考慮すると、Ｐ添加量は０．０１〜０．２５ｍａｓｓ％としておくことが必要であり、０．０２〜０．２ｍａｓｓ％としておくことが好ましく、０．０３〜０．１６ｍａｓｓ％としておくことがより好ましく、０．０４〜０．１２ｍａｓｓ％としておくのが最適である。なお、ＰはＺｒとの関係が重要であるが、０．２５ｍａｓｓ％を超えて添加しても、微細化効果は少なく、却って延性を損なうので望ましくはない。【００３０】
而して、Ｚｒ，Ｐの共添による結晶粒の微細化効果は、Ｚｒ，Ｐの含有量を上記した範囲で個々に決定するのみでは発揮されず、これらの含有量相互において（２）の条件を満足することが必要である。結晶粒の微細化は、融液から晶出する初晶のα相の核生成速度が、デンドライト結晶の成長速度を遥かに上回ることによって達成されるが、かかる現象を発生させるには、Ｚｒ，Ｐの添加量を個々に決定するのみでは不十分であり、その共添割合（ｆ１＝［Ｐ］／［Ｚｒ］）を考慮する必要がある。Ｚｒ，Ｐの含有量を適正な範囲において適正な添加割合となるように決定しておくことにより、Ｚｒ，Ｐの共添機能ないし相互作用によって初晶α相の結晶生成を著しく促進させることができ、その結果、当該α相の核生成がデンドライト結晶の成長を遥かに上回ることになるのである。Ｚｒ，Ｐの含有量が適正範囲にあり且つそれらの配合比率（［Ｐ］／［Ｚｒ］）が量論的である場合、数十ｐｐｍ程度の微量なＺｒ添加により、α相の結晶中に、Ｚｒ，Ｐの金属間化合物（例えばＺｒＰ，ＺｒＰ１−ｘ）を生成することがあり、当該α相の核生成速度は、［Ｐ］／［Ｚｒ］の値ｆ１が０．７〜２００となることによって高められ、その程度はｆ１＝１．２〜１００となることによって更に高められ、ｆ１＝２．３〜５０となることにより著しく高められ、ｆ１＝３．５〜３０となることにより飛躍的に高められることになる。すなわち、ＺｒとＰとの共添割合ｆ１は結晶粒の微細化を図る上で重要な要素であり、ｆ１が上記した範囲にあれば、溶融固化時の結晶核生成が結晶成長を大きく上回ることになる。さらに、結晶粒が微細化されるためには、Ｚｒ，ＰとＳｉとの共添量割合（ｆ２＝［Ｓｉ］／［Ｚｒ］及びｆ３＝［Ｓｉ］／［Ｐ］）も十分当然重要であり、考慮する必要がある。【００３１】
そして、溶融固化が進行し、固相の割合が増してくると、結晶成長が頻繁に行われ始め、一部で結晶粒の合体も生じ始め、通例、α相結晶粒は大きくなっていく。ここで、溶融物が固化する過程において包晶反応が生じると、固化されずに残っている融液と固相α相とが固液反応し、固相のα相を食いながらβ相が生成する。その結果として、α相がβ相に包み込まれて、α相の結晶粒自体の大きさもより小さくなっていき且つその形状も角の取れた楕円形状になっていく。固相がこのような微細で楕円形状になれば、ガスも抜け易くなり、固化するときの凝固収縮に伴う割れに対する耐性を持ち、引けも滑らかに生じて、常温での強度、耐食性等の諸特性にも好影響をもたらす。当然、固相が微細な楕円形状であれば、流動性がよく半溶融凝固法に最適であり、凝固の最終段階で微細な楕円形状の固相と融液とが残っておれば、複雑な形状のモールドであっても、隅々まで固相と融液とが十分に供給され、形状の優れた鋳物ができる。すなわち、ニアネットシェイプまで成形される。なお、包晶反応に与るかどうかは、実用上平衡状態とは異なり一般的には平衡状態より広い組成で生じる。ここで関係式ｆ０が重要な役割を果たし、ｆ０の上限値が、主として、溶融固化後の結晶粒の大きさと包晶反応とに与れる尺度に関わる。ｆ０の下限値は、主として、溶融固化後の結晶の大きさと初晶がα相であるかどうかの境界値とに関わるものである。ｆ０が前述した好ましい範囲（ｆ０＝６２〜６９．５）、より好ましい範囲（ｆ０＝６２．５〜６８．５）、最適な範囲（ｆ０＝６４〜６７）となるに従って、初晶α相の量が増え、非平衡反応で生じる包晶反応がより活発に生じ、結果として常温で得られる結晶粒はより小さくなっていく。【００３２】
これら一連の溶融固化現象は、当然、冷却速度に依存する。すなわち、冷却速度が１０５  ℃／秒以上のオーダーの急冷では、結晶の核生成を行うには、その時間がないので結晶粒が微細化されない虞れがあり、逆に、１０−３  ℃／秒以下のオーダーのゆっくりした冷却速度では、結晶成長或いは結晶粒の合体が促進されるため、結晶粒は微細化されない虞れがある。また、平衡状態に近づくので、包晶反応に与る組成範囲も小さくなる。より好ましくは、溶融固化段階での冷却速度が１０−２  〜１０４  ℃／秒の範囲となることであり、最も望ましくは１０−１  〜１０３  ℃／秒の範囲となることである。このような冷却速度の範囲のなかでも、より上限に近い冷却速度となる程、結晶粒が微細化される組成領域が広がり、結晶粒はより微細化されることになる。包晶反応で生成するβ相には、結晶粒成長抑制作用があるが、さらに、高温でβ相が消滅することなく固相内反応によって、κ相および／又はγ相が析出、生成し、それら相の占める割合が多くなると、結晶成長を抑制するばかりか、さらにα結晶粒をより微細にする。そのための条件式がｆ４＝［α］＋［γ］＋［κ］およびｆ５＝［γ］＋［κ］＋０．３［μ］−［β］であり、ｆ５が前述した好ましい範囲（ｆ５＝１０〜７０）、より好ましい範囲（ｆ５＝１５〜６０）、最適な範囲（ｆ５＝２０〜４５）となるに従って、結晶粒はより微細化されることになる。条件（８）におけるｆ６，ｆ７はｆ０と類似の計算式であり、（９）におけるｆ８はｆ５と類似の計算式であるので、（８）（９）の条件を満足することは、ｆ０についての（１）の条件及びｆ５についての（６）の条件を満足することに繋がる。なお、本発明で特定する組成範囲のＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金で形成される、κ相，γ相は、Ｓｉリッチな硬質相であるが、これらのκ相，γ相は切削加工時の応力集中源となり、厚みの薄いせん断型の切屑を生成し、分断された切屑が得られる。また同時に結果的に低い切削抵抗値を示す。したがって、被削性改善元素である軟質のＰｂ粒子やＢｉ粒子の存在が無くても（Ｐｂ，Ｂｉ等の被削性改善元素を含有していなくても）、κ相、γ相が均一に分布しておれば、工業的に満足しうる被削性が得られる。このようなＰｂ等の被削性改善元素によらない被削性の改善効果を発揮させるための条件が（１）の条件であり、ｆ５についての（６）の条件である。ところで、近年、高速切削が要求されているが、硬質のκ相、γ相と軟質のＰｂ粒子やＢｉ粒子とがマトリックスに均一に分散して共存することにより、特に高速切削条件下で飛躍的に相乗効果を発揮する。このような共添効果を発揮するためには、（８）の条件を満足することが必要とされ、更に（９）の条件を満足することが好ましい。【００３３】
以上の点から理解されるように、第１〜第８銅合金にあっては、少なくとも（１）〜（６）の条件を満足することによって、溶融固化物であっても熱間加工材或いは再結晶材と同等の結晶粒微細化を図ることができるのであり、（１０）の条件を満足することによって、結晶粒の更なる微細化を図ることができるのである。さらに、第５〜第８銅合金にあっては、（８）の条件（好ましくは、更に（９）の条件）を満足することにより、Ｐｂ等の微量添加による被削性向上を図りつつ結晶粒の微細化を図ることができる。なお、κ相，γ相はα相よりＳｉ濃度が高い相であり、これら３相で１００％に達しないときは、残部は、一般的には、β相、μ相及びδ相のうちの少なくとも１つの相が含まれる。【００３４】
第５〜第８銅合金にあって、Ｐｂ，Ｂｉ，Ｓｅ，Ｔｅは、周知のように、被削性を向上させると共に、軸受等の摩擦係合部材にあっては相手部材との馴染み性及び摺動性を向上させて優れた耐摩耗性を発揮させる。かかる機能が発揮されるには、Ｐｂ等の大量添加を要するものであるが、結晶粒の微細化と相俟って（８）の条件が満足されることによって、Ｐｂ等を大量添加させずとも、上記した微量な範囲で添加させることにより、工業的に満足しうる被削性を確保することができる。このようなＰｂ等の微量添加による被削性の更なる向上を図るためには、（８）の条件に加えて（９）（１６）の条件を満足させることが好ましい。このような条件が満足されることにより、結晶粒の微細化と相俟って、Ｐｂ等の粒子がより微細且つ均一な大きさでマトリックスに分散配置されることにより、Ｐｂ等の大量添加を必要とせずとも、被削性を向上させることができる。その効果は、被削性に有効な本組成範囲で形成される硬質のκ相，γ相及び未固溶軟質のＰｂ，Ｂｉの存在と相俟って、特に高速切削条件下において顕著に発揮される。一般には、Ｐｂ，Ｂｉ，Ｓｅ，Ｔｅを単独で添加させるか、Ｐｂ及びＴｅ、Ｂｉ及びＳｅ又はＢｉ及びＴｅの何れかの組み合わせで共添される。このような点から、（８）等を満足することを条件として、Ｐｂの添加量は０．００５〜０．４５ｍａｓｓ％としておく必要があり、０．００５〜０．２ｍａｓｓ％としておくことが好ましく、０．００５〜０．１ｍａｓｓ％としておくことがより好ましい。また、Ｂｉの添加量は０．００５〜０．４５ｍａｓｓ％としておく必要があり、０．００５〜０．２ｍａｓｓ％としておくことが好ましく、０．００５〜０．１ｍａｓｓ％としておくことがより好ましい。また、Ｓｅの添加量は０．０３〜０．４５ｍａｓｓ％としておく必要があり、０．０５〜０．２ｍａｓｓ％としておくことが好ましく、０．０５〜０．１ｍａｓｓ％としておくことがより好ましい。また、Ｔｅの添加量は０．０１〜０．４５％ｍａｓｓ％としておく必要があり、０．０３〜０．２ｍａｓｓ％としておくことが好ましく、０．０５〜０．１ｍａｓｓ％としておくことがより好ましい。【００３５】
ところで、Ｐｂ，Ｂｉは常温で固溶せず、Ｐｂ粒子又はＢｉ粒子として存在するばかりでなく、溶融固化段階においても溶融状態で粒状に分布し且つ固相間に存在することになり、これらのＰｂ，Ｂｉの粒子が多い程、溶融固化段階での割れが生じ易くなる（凝固による収縮に伴って引張応力が発生することによる）。さらに、Ｐｂ，Ｂｉは、固化後においても、主として粒界に溶融状態で存在するため、これらの粒子が多いと、高温割れが生じ易い。かかる問題を解決するためには、結晶粒を微細化して応力を緩和し（及び粒界面積を大きくし）、更にこれらＰｂ，Ｂｉの粒子を小さくし且つ均一に分布させることが極めて有効である。また、Ｐｂ，Ｂｉは被削性を除いて、上記した如く銅合金特性に悪影響を及ぼすものであり、常温の延性についても、Ｐｂ，Ｂｉ粒子に応力が集中することによって延性も損なわれる（結晶粒が大きい場合、相乗的に延性が損なわれることはいうまでもない）。このような問題についても、結晶粒の微細化によって解決することができることに注目すべきである。【００３６】
第２、第４、第６及び第８銅合金にあって、Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂは、主として、耐潰蝕性，耐蝕性（特に、耐脱亜鉛腐蝕性）を向上させるために添加される。このような機能は、Ｓｎについては０．０５ｍａｓｓ％以上、Ｓｂ，Ａｓについては、０．０２ｍａｓｓ％以上添加することによって発揮される。しかし、Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂを一定量を超えて添加させても、その添加量に見合う効果が得られず、却って延性が低下することになる。また、Ｓｎは、単独では微細化効果に与える影響は少ないが、Ｚｒ及びＰの存在下では結晶粒の微細化機能を発揮しうる。Ｓｎは機械的性質（強度等），耐蝕性，耐摩耗性を向上させるものであり、更に、デンドライトアームを分断させ、包晶反応を生じさせるＣｕ又はＺｎの組成領域を広げてより効果的な包晶反応を遂行させる機能を有し、合金の積層欠陥エネルギーを減少させ、その結果、結晶粒の粒状化及び微細化をより効果的に実現させるものでもある。Ｓｎは低融点金属で、少量の添加でもＳｎの濃化相あるいは濃化部分を形成し、鋳造性を阻害させる。ところがＺｒ、Ｐの添加の下で、Ｓｎを添加するとＳｎによる結晶粒微細化効果も相俟って結晶粒が微細化されることにより、Ｓｎの濃化部分が形成されるにもかかわらず、その濃化相が均一に分散され、鋳造性や延性を大きく損なわずに、優れた耐潰食性を示す。その耐潰食性効果を発揮するためにはＳｎ添加量が０．０５％以上必要であり、好ましくは０．１％以上、より好ましくは０．２５％以上必要である。一方、Ｓｎ添加量が１．５％を超えると、如何に結晶粒が微細化されても、鋳造性や常温での延性に問題が生じ、好ましくは０．９％以下、より好ましくは０．７％以下であり、最適には０．６％以下である。Ｓｎの添加量は０．０５〜１．５ｍａｓｓ％としておく必要があり、０．１〜０．９ｍａｓｓ％としておくことが好ましく、０．２〜０．７ｍａｓｓ％としておくことがより好ましく、０．２５〜０．６ｍａｓｓ％としておくことが最適である。また、Ａｓ，Ｓｂの添加量は、人体に悪影響を及ぼす有毒性をも効力して、０．０２〜０．２５ｍａｓｓ％としておく必要があり、０．０３〜０．１５ｍａｓｓ％としておくことが好ましい。【００３７】
第３、第４、第７及び第８銅合金にあって、Ａｌ，Ｍｎ，Ｍｇは、主として、強度向上、湯流れ性向上、脱酸，脱硫効果、高速流速下での耐潰蝕性の向上及び耐摩耗性の向上を図るために添加される。さらに、Ａｌは鋳物表面に強固なＡｌ−Ｓｎの耐蝕性皮膜を形成して、耐摩耗性を向上させる。また、ＭｎもＳｎとの間で耐蝕性皮膜を生成する効果がある。またＭｎは合金中のＳｉと結合してＭｎ−Ｓｉの金属間化合物（原子比で１：１又は２：１）を形成し、合金の耐磨耗性を向上させる効果を持つ。ところで、銅合金原料の一部としてスクラップ材（廃棄伝熱管等）が使用されることが多く、かかるスクラップ材にはＳ成分（硫黄成分）が含まれていることが多いが、溶湯にＳ成分が含まれていると、結晶粒微細化元素であるＺｒが硫化物を形成して、Ｚｒによる有効な結晶粒微細化機能が喪失される虞れがあり、更に、湯流れ性を低下させて、ブローホールや割れ等の鋳造欠陥が生じ易くなる。Ｍｇは、耐蝕性向上機能に加えて、このようなＳ成分を含有するスクラップ材を合金原料として使用する場合にも鋳造時における湯流れ性を向上させる機能を有する。また、Ｍｇは、Ｓ成分をより無害なＭｇＳの形態で除去することができ、このＭｇＳはそれが仮に合金に残留したとしても耐蝕性に有害な形態でなく、原料にＳ成分が含まれていることに起因する耐蝕性低下を効果的に防止できる。また、原料にＳ成分が含まれていると、Ｓが結晶粒界に存在し易く粒界腐蝕を生じる虞れがあるが、Ｍｇ添加により粒界腐蝕を効果的に防止することができる。また、Ａｌ，Ｍｎも、Ｍｇに比しては劣るものの、溶湯に含まれるＳ成分を除去する作用がある。また、溶湯中の酸素量が多いと、Ｚｒが酸化物を形成して結晶粒の微細化機能が喪失される虞れがあるが、Ｍｇ，Ａｌ，Ｍｎは、このようなＺｒの酸化物形成をも防止する効果も発揮する。このような点を考慮して、Ａｌ，Ｍｎ，Ｍｇの含有量は前述した範囲とされる。なお、溶湯のＳ濃度が高くなって、ＺｒがＳによって消費される虞れがあるが、Ｚｒ装入前に、溶湯に０．００１ｍａｓｓ％以上のＭｇを含有させておくと、溶湯中のＳ成分がＭｇＳの形で除去され或いは固定されることから、かかる問題を生じない。ただし、Ｍｇを０．２ｍａｓｓ％を超えて過剰に添加すると、Ｚｒと同様に酸化して、溶湯の粘性が高められ、酸化物の巻き込み等による鋳造欠陥を生じる虞れがある。これらの点と強度，耐潰蝕性，耐摩耗性の向上とを合わせて考えると、Ａｌの添加量は０．０２〜１．５ｍａｓｓ％としておく必要があり、０．１〜１．２ｍａｓｓ％としておくことが好ましい。また、Ｍｎの添加量は、合金中のＳｉとＭｎＳｉの金属間化合物（原子比で１：１又は２：１）の形成による耐摩耗性の向上効果を合わせて考えると、０．２〜４ｍａｓｓ％としておく必要があり、０．５〜３．５ｍａｓｓ％としておくことが好ましい。Ｍｇは０．００１〜０．２ｍａｓｓ％添加させておく必要がある。【００３８】
第１〜第８銅合金にあっては、Ｚｒ及びＰを添加させることにより結晶粒の微細化を実現し、（７）の条件が満足されることにより、つまり溶融固化時のマクロ組織での平均結晶粒径が２００μｍ以下（好ましくは１５０μｍ以下、より好ましくは１００μｍ以下、最適にはミクロ組織において５０μｍ以下）としておくことにより、高品質の鋳物を得ることができ、横型連続鋳造やアップワード（アップキャスト）等の連続鋳造による鋳物の提供及びその実用も可能となる。結晶粒が微細化していない場合、鋳物特有のデンドライト組織の解消やκ相，γ相の分断，細分化等を図るために複数回の熱処理が必要となり、また結晶粒が粗大化しているために表面状態が悪くなるが、結晶粒が上記した如く微細化されている場合には、偏析もミクロ的なものにすぎないから、このような熱処理を行なう必要がなく、表面状態も良好となる。さらに、κ相，γ相は、主として、α相との相境界に存在するため、結晶粒が微小で且つ均一に分散されている程、それらの相長さは短くなるから、κ相，γ相を分断するための格別の処理工程は必要としないか或いは必要とするとしてもその処理工程を最小限とすることができる。このように、製造に必要な工程数を大幅に削減して、製造コストを可及的に低減させることができる。なお、（７）の条件が満足されることにより、次のような問題が生じず、優れた銅合金特性が発揮される。すなわち、κ相，γ相の分布が不均一である場合には、マトリックスのα相との強度差により割れが生じ易く、常温での延性も損なわれる。また、ＰｂやＢｉの粒子は本来的にα相との境界や粒界に存在するものであるから、相が大きい場合には凝固割れが生じ易く、常温での延性も損なわれる。【００３９】
また、（１３）の条件（第５〜第８銅合金にあっては、更に（１６）の条件）を満足して、κ相，γ相やＰｂ，Ｂｉ粒子が大きさの揃った微細形状でマトリックスに均一に分布しておれば、当然に冷間加工性が向上することになるから、第１〜第８銅合金鋳物は、カシメ加工を必要とする用途（例えば、ホースニップルにあっては、設置工事時にカシメ加工を施されることがある）にも好適に使用することができる。【００４０】
また、第１〜第８銅合金鋳物にあっては、原料にスクラップ材を使用することがあるが、かかるスクラップ材を使用する場合、不可避的に不純物が含有されることがあり、実用上、許容される。しかし、スクラップ材がニッケル鍍金材等である場合において、不可避不純物としてＦｅ及び／又はＮｉが含有されるときには、それらの含有量を制限する必要がある。すなわち、これらの不純物の含有量が多いと、結晶粒の微細化に有用なＺｒ及びＰが、Ｆｅ及び／又はＮｉによって消費され、たとえＺｒ，Ｐが過剰添加されていたとしても、結晶粒の微細化作用を阻害する不都合があるからである。したがって、Ｆｅ及びＮｉの何れかが含有される場合には、その含有量を０．３ｍａｓｓ％以下（好ましくは０．２ｍａｓｓ％以下、より好ましくは０．１ｍａｓｓ％以下、最適には０．０５ｍａｓｓ％以下）に制限しておくことが好ましい。また、Ｆｅ及びＮｉが共に含有される場合には、それらの合計含有量が０．３５ｍａｓｓ％以下（好ましくは０．２５ｍａｓｓ％以下、より好ましくは０．１５ｍａｓｓ％以下、最適には０．０７ｍａｓｓ％以下）に制限しておくことが好ましい。【００４１】
好ましい実施の形態にあって、第１〜第８銅合金は、例えば、鋳造工程で得られる鋳造物又はこれに更に一回以上の塑性加工を施した塑性加工物として提供される。【００４２】
鋳造物は、例えば、横型連続鋳造法、アップワード法又はアップキャスト法により鋳造された線材、棒材又はホローバーとして提供され、またニアネットシェイプに鋳造されたものとして提供される。さらに、鋳物、半溶融鋳物、半溶融成形物、溶湯鍛造物又はダイキャスト成形物としても提供される。この場合、（１４）（１５）の条件を満足することが好ましい。半溶融状態において固相が粒状化しておれば、当然に、半溶融鋳造性に優れることになり、良好な半溶融鋳造を行うことができる。また、最終凝固段階での固相を含んだ融液の流動性は、主として、半溶融状態での固相の形状と液相の粘性ないし液相の組成とに依存するが、鋳造による成形性の良否（高精度や複雑な形状が要求される場合にも健全な鋳物を鋳造できるか否か）については、前者（固相の形状）による影響度が大きい。すなわち、半溶融状態において固相がデンドライトのネットワークを形成し始めておれば、その固相を含んだ融液は隅々に行き渡り難いことから、鋳造による成形性は劣ることなり、高精度鋳物や複雑形状鋳物を得ることは困難である。一方、半溶融状態における固相が粒状化しており、それが球状化（二次元形態においては円形）に近いものである程、更に粒径が小さいものである程、半溶融鋳造性を含む鋳造性に優れることになり、健全な高精度鋳物や複雑形状鋳物を得ることができる（高品質の半溶融鋳造物を当然に得ることができる）。したがって、半溶融状態における固相の形状を知ることによって半溶融鋳造性を評価することができ、半溶融鋳造性の良否によって、これ以外の鋳造性（複雑形状鋳造性、精密鋳造性及び溶融鍛造性）の良否を確認することができる。一般的には、固相率３０〜８０％の半溶融状態において、少なくともデンドライト・ネットワークが分断された結晶組織をなし且つ固相の２次元形態が円形状、円形に近い非円形状、楕円形状、十字形状又は多角形状をなす場合には、半溶融鋳造性が良好であるということができ、更に、特に固相率６０％の半溶融状態において、当該固相の平均結晶粒径が１５０μｍ以下（好ましくは１００μｍ以下、より好ましくは５０μｍ以下、最適には４０μｍ以下）であること及び固相の平均最大長が３００μｍ以下（好ましくは１５０μｍ以下、より好ましくは１００μｍ以下、最適には８０μｍ以下）であることの少なくとも何れかである場合（特に楕円形状にあっては平均的な長辺と短辺との比が３：１以下（好ましくは２：１以下）となる場合）には、半溶融鋳造性に優れるということができる。【００４３】
また、塑性加工物は、例えば、熱間押出加工物、熱間鍛造加工物又は熱間圧延加工物として提供される。また、上記した鋳造物を抽伸加工又は伸線加工してなる線材、棒材又はホローバーとして提供される。さらに、切削加工により得られる塑性加工物つまり切削加工物として提供される場合にあっては、（１７）の条件を満足すること、つまり、すくい角：−６°及びノーズ半径：０．４ｍｍのバイトを使用した旋盤により、乾式で、切削速度：８０〜１６０ｍ／ｍｉｎ、切込み深さ：１．５ｍｍ及び送り速度：０．１１ｍｍ／ｒｅｖ．の条件で切削した場合において、台形若しくは三角形をなす小片形状、長さ２５ｍｍ以下のテープ形状又は針形状をなす切屑が生成することが好ましい。切屑の処理（切屑の回収や再利用等）が容易となり、切屑がバイトに絡み付いたり切削表面を損傷させる等のトラブルを発生することなく、良好な切削加工を行なうことができるからである。【００４４】
第１〜第８銅合金は、具体的には、水と常時又は一時的に接触する状態で使用される接水金具として提供される。例えば、ニップル、ホースニップル、ソケット、エルボ、チーズ、プラグ、ブッシング、ユニオン、ジョイント、フランジ、ストップバルブ、ストレーナー、スリースバルブ、ゲートバルブ、チェッキバルブ、グローブバルブ、ダイヤフラムバルブ、ピンチバルブ、ボールバルブ、ニードルバルブ、ミニチュアバルブ、レリーフバルブ、メンコック、ハンドルコック、グランドコック、２方コック、３方コック、４方コック、ガスコック、ボール弁、安全弁、レリーフ弁、減圧弁、電磁弁、スチームトラップ、水道メータ、流量計、給水栓、散水栓、止水栓、自在栓、混合栓、分水栓、カラン、分枝栓、逆止弁、分枝バルブ、フラッシュバルブ、切り替えコック、シャワー、シャワーフック、プラグ、ザルボ、散水ノズル、スプリンクラー、給湯器用伝熱管、熱交換器用伝熱管、ボイラ用伝熱管、トラップ、消化栓弁、送水口、インペラ、インペラ軸若しくはポンプケース又はこれらの構成材として提供される。また、相手部材と常時又は一時的に接触する状態で相対運動する摩擦係合部材としても提供される。例えば、歯車、摺動ブッシュ、シリンダ、ピストンシュー、支承、ベアリング部品、軸受部材、シャフト、ローラ、ロータリジョイント部品、ボルト、ナット若しくはスクリュー軸又はこれらの構成部材として提供される。さらには、圧力センサ、温度センサ、コネクター、コンプレッサー部品、キャブレター部品、ケーブル止め金具、携帯電話アンテナ部品又は端子としても提供される。【００４５】
また、本発明は、上記した第１〜第８銅合金を製造する場合にあって、鋳造工程においては、Ｚｒ（より一層の結晶粒の微細化及び安定した結晶粒の微細化を図る目的で含有されるもの）を、これを含有する銅合金物の形態で、鋳込み直前或いは原料溶解の最終段階で添加させることにより、鋳造に際して酸化物及び／又は硫化物の形態でＺｒが添加されないようにすることを特徴とする被削性、強度、耐摩耗性及び耐蝕性に優れた銅合金鋳物の鋳造方法を提案する。Ｚｒを含有する前記銅合金物としては、Ｃｕ−Ｚｒ合金若しくはＣｕ−Ｚｎ−Ｚｒ合金又はこれらの合金をベースとしてＰ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｓｎ、Ｍｎ及びＢから選択する１種以上の元素を更に含有させたものが好適する。【００４６】
すなわち、第１〜第８銅合金を鋳造又はその構成素材（被塑性加工材）を鋳造する鋳造工程においては、Ｚｒを粒状物、薄板状物、棒状物又は線状物の形状とした中間合金物（銅合金物）の形態で鋳込み直前に添加させることにより、Ｚｒの添加時におけるロスを可及的に少なくして、鋳造に際して酸化物及び／又は硫化物の形態をなしてＺｒが添加されることにより結晶粒の微細化効果を発揮するに必要且つ十分なＺｒ量が確保できないといった事態が発生しないようにするのである。そして、このようにＺｒを鋳込み直前に添加する場合、Ｚｒの融点は当該銅合金の融点より８００〜１０００℃高いため、粒状物（粒径：２〜５０ｍｍ程度）、薄板状物（厚み：１〜１０ｍｍ程度）、棒状物（直径：２〜５０ｍｍ程度）又は線状物とした中間合金物であって当該銅合金の融点に近く且つ必要成分を多く含んだ低融点合金物（例えば、０．５〜６５ｍａｓｓ％のＺｒを含有するＣｕ−Ｚｒ合金若しくはＣｕ−Ｚｎ−Ｚｒ合金又はこれらの合金をベースとして更にＰ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｓｎ、Ｍｎ及びＢから選択した１種以上の元素（各元素の含有量：０．１〜５ｍａｓｓ％）を含有させた合金）の形態で使用することが好ましい。特に、融点を下げて溶解を容易ならしめると共にＺｒの酸化によるロスを防止するためには、０．５〜３５ｍａｓｓ％のＺｒと１５〜５０ｍａｓｓ％のＺｎを含有するＣｕ−Ｚｎ−Ｚｒ合金（より好ましくは１〜１５ｍａｓｓ％のＺｒと２５〜４５ｍａｓｓ％のＺｎを含有するＣｕ−Ｚｎ−Ｚｒ合金）をベースとした合金物の形態で使用することが好ましい。Ｚｒは、これと共添させるＰとの配合割合にもよるが、銅合金の本質的特性である電気・熱伝導性を阻害する元素であるが、酸化物，硫化物としての形態をなさないＺｒ量が０．０４ｍａｓｓ％以下、特に０．０１９ｍａｓｓ％以下であると、Ｚｒの添加による電気・熱伝導性の低下を殆ど招くことがなく、仮に電気・熱伝導性が低下したとしても、その低下率はＺｒを添加しない場合に比して極く僅かで済む。【００４７】
また、（７）の条件を満足する第１〜第８銅合金を得るためには、鋳造条件、特に鋳込み温度及び冷却速度を適正としておくことが望ましい。すなわち、鋳込み温度については、当該銅合金の液相線温度に対して２０〜２５０℃高温（より好ましくは２５〜１５０℃高温）となるように決定しておくことが好ましい。すなわち、鋳込み温度は、（液相線温度＋２０℃）≦鋳込み温度≦（液相線温度＋２５０℃）の範囲で決定しておくことが好ましく、（液相線温度＋２５℃）≦鋳込み温度≦（液相線温度＋１５０℃）の範囲で決定しておくことがより好ましい。一般的には、合金成分にもよるが、鋳込み温度は１１５０℃以下であり、好ましくは１１００℃以下であり、より好ましくは１０５０℃以下である。鋳込み温度の下限側は、溶湯がモールドの隅々に充填される限り、特に制限はないが、より低い温度で鋳込む程、結晶粒が微細化される傾向となる。なお、これらの温度条件は、合金の配合量によって異なることは理解されるべきである。
【発明の効果】
【００４８】
本発明の銅合金は、溶融固化段階で結晶粒が微細化されるため、凝固の際の収縮に耐えることができ、鋳造割れの発生を少なくすることができる。また、凝固の過程で発生するホールやポロシティーについても、外部へ抜け易いため、鋳造欠陥等のない（ざく巣等の鋳造欠陥がなく、デンドライト・ネットワークが形成されていないため表面が滑らかで且つ引け巣が可及的に浅いものとなる）健全な鋳物が得られる。したがって、本発明によれば、極めて実用性に富む鋳造物又はこれを塑性加工した塑性加工物を提供することができる。【００４９】
また、凝固の過程で晶出する結晶は、鋳造組織特有の典型的な樹枝状の形態ではなく、アームが分断された形態、好ましくは、円形、楕円形、多角形、十字形の如き形態である。このため、溶湯の流動性が向上し、薄肉で複雑な形状なモールドの場合でも、その隅々にまで溶湯を行き渡らせることができる。【００５０】
本発明の銅合金は、結晶粒の微細化、α相以外の相（Ｓｉによって生じるκ相，γ相）やＰｂ粒子等の均一分散化により、構成元素によって発揮される被削性、強度、耐摩耗性（摺動性）及び耐蝕性の大幅な向上を図ることができるものであり、水道水等と常時又は一時的に接触する状態で使用される接水金具（例えば、上水道用配管の水栓金具，バルブ・コック類，継手・フランジ類，水栓金具、住設機器・排水器具類，接続金具，給湯器部品等）、相手部材（回転軸等）と常時又は一時的に接触する状態で相対運動する摩擦係合部材（例えば、軸受，歯車，シリンダ，ベアリングリテーナ，インペラ，バルブ，開閉弁，ポンプ類部品，支承等）や圧力センサ、温度センサ、コネクター、コンプレッサー部品、スクロールコンプレッサー部品、高圧バルブ、空調用バルブ・開閉弁、キャブレター部品、ケーブル止め金具、携帯電話アンテナ部品、端子等又はこれらの構成材として好適に実用することができる。【００５１】
また、本発明の方法によれば、Ｚｒが酸化物及び硫化物の形態で添加されることによる不都合を生じることなく、Ｚｒ及びＰの共添効果による結晶粒の微細化を実現して、上記した銅合金鋳物を効率よく良好に鋳造することができる。
【図面の簡単な説明】
【００５２】
【図１】実施例の銅合金Ｎｏ．７９のエッチング面（切断面）写真であって、（Ａ）はマクロ組織を示すものであり、（Ｂ）はミクロ組織を示すものである。
【図２】比較例の銅合金Ｎｏ．２２８のエッチング面（切断面）写真であって、（Ａ）はマクロ組織を示すものであり、（Ｂ）はミクロ組織を示すものである。
【図３】実施例の銅合金Ｎｏ．４についての半溶融鋳造性試験における半溶融固化状態の顕微鏡写真である。
【図４】比較例の銅合金Ｎｏ．２０２についての半溶融鋳造性試験における半溶融固化状態の顕微鏡写真である。
【図５】切削試験で生成した切屑の形態を示す斜視図である。
【図６】鋳造物Ｃ、Ｄ、Ｃ１又はＤ１（水道メータ本体）を示す斜視図である。
【図７】図７に示す鋳造物Ｃ、Ｄ、Ｃ１又はＤ１（水道メータ本体）の底部を切り取って示す平面図である。
【図８】実施例の銅合金Ｎｏ．７２である鋳造物Ｃの内面要部（図７のＭ部に相当するひけ部）の拡大平面図である。
【図９】実施例の銅合金Ｎｏ．７２である鋳造物Ｃの要部断面図（図７のＮ−Ｎ線断面図に相当）である。
【図１０】実施例の銅合金Ｎｏ．７３である鋳造物Ｃの内面要部（図７のＭ部に相当するひけ部）の拡大平面図である。
【図１１】実施例の銅合金Ｎｏ．７３である鋳造物Ｃの要部断面図（図７のＮ−Ｎ線断面図に相当）である。
【図１２】比較例の銅合金Ｎｏ．２２４である鋳造物Ｃ１の内面要部（図７のＭ部に相当するひけ部）の拡大平面図である。
【図１３】比較例の銅合金Ｎｏ．２２４である鋳造物Ｃ１の要部断面図（図７のＮ−Ｎ線断面図に相当）である。
【実施例】
【００５３】
実施例として、表１〜表８に示す組成の銅合金Ｎｏ．１〜Ｎｏ．９２を、鋳造物Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｅ，Ｆ及び塑性加工物Ｇとして得た。また、比較例として、表９〜表１２に示す組成の銅合金Ｎｏ．２０１〜Ｎｏ．２３６を、鋳造物Ａ１，Ｂ１，Ｃ１，Ｄ１，Ｅ１，Ｆ１，Ｇ１及び塑性加工物Ｇ２として得た。【００５４】
鋳造物Ａ（銅合金Ｎｏ．１〜Ｎｏ．４６）及びＡ１（銅合金Ｎｏ．２０１〜２１４）は、溶解炉（溶製能力：６０ｋｇ）に横型連続鋳造機を付設してなる鋳造装置を使用して低速（０．３ｍ／分）で連続鋳造された４０ｍｍ径の棒材である。また、鋳造物Ｂ（銅合金Ｎｏ．４７〜Ｎｏ．５２）及びＢ１（銅合金Ｎｏ．２１７，Ｎｏ．２１８）は、上記した鋳造物Ａ，Ａ１と同様に、溶解炉（溶製能力：６０ｋｇ）に横型連続鋳造機を付設してなる鋳造装置を使用して低速（１ｍ／分）で連続鋳造されたもので、８ｍｍ径の棒材である。なお、何れの場合にも、鋳造は黒鉛製モールドを用いて、随時、所定の成分になるように添加元素を調整添加しながら連続で行った。また、上記した鋳造物Ａ，Ｂ，Ａ１，Ｂ１の鋳造工程にあっては、鋳込み時にＺｒをＣｕ−Ｚｎ−Ｚｒ合金（Ｚｒを３ｍａｓｓ％含む）の形態で添加させると共に、鋳込み温度を当該鋳造物の構成材料の液相線温度より１００℃高く設定した。また、鋳造物Ａ１（銅合金Ｎｏ．２１５，Ｎｏ．２１６）は市販の４０ｍｍ径の横型連続棒（Ｎｏ．２１５はＣＡＣ４０６Ｃに相当する）である。【００５５】
鋳造物Ｃ（銅合金Ｎｏ．５３〜Ｎｏ．７３）、Ｄ（銅合金Ｎｏ．７４〜Ｎｏ．７８）、Ｃ１（銅合金Ｎｏ．２１９〜Ｎｏ．２２４）及びＤ１（銅合金Ｎｏ．２２５，Ｎｏ．２２６）は、何れも、実操業の低圧鋳造（溶湯温度：１００５℃±５℃，圧力：３９０ｍｂａｒ，加圧時間：４．５秒，保持時間：８秒）によって得たものであり、図６に示す如く、一対の水道メータ本体を有する実鋳物である。なお、鋳造物Ｃ，Ｃ１は金型を使用して鋳造されたものであり、鋳造物Ｄ，Ｄ１は砂型を使用して鋳造されたものである。【００５６】
鋳造物Ｅ（銅合金Ｎｏ．７９〜Ｎｏ．９０）及びＥ１（銅合金Ｎｏ．２２８〜Ｎｏ．２３３）は、原料を電気炉で溶解した上、その溶湯を２００℃に予熱した鉄製鋳型に鋳込むことによって得られた円柱形状（直径：４０ｍｍ，長さ：２８０ｍｍ）の鋳塊である。【００５７】
鋳造物Ｆ（Ｎｏ．９１）及びＦ１（Ｎｏ．２３４）は、実操業の低圧鋳造によって得た大型鋳物（厚み：１９０ｍｍ，幅９００ｍｍ，長さ：３５００ｍｍのインゴット）である。【００５８】
塑性加工物Ｇ（銅合金Ｎｏ．９２）は、鋳塊（２４０ｍｍ径のビレット）を熱間押出して得られた径１００ｍｍの棒材である。また、塑性加工物Ｇ１（銅合金Ｎｏ．２３５，Ｎｏ．２３６）は、何れも市販の押出−抽伸棒（４０ｍｍ径）である。なお、Ｎｏ．２３５はＪＩＳ  Ｃ３６０４に相当し、Ｎｏ．２３６はＪＩＳ  Ｃ３７７１に相当する。なお、以下の説明においては、鋳造物Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｅ，Ｆ及び塑性加工物Ｇを「実施例物」といい、鋳造物Ａ１，Ｂ１，Ｃ１，Ｄ１，Ｅ１，Ｆ１，Ｇ１及び塑性加工物Ｇ２を「比較例物」ということがある。【００５９】
而して、実施例物Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｅ，Ｇ及び比較例物Ａ１，Ｂ１，Ｃ１，Ｄ１，Ｅ１，Ｇ１，Ｇ２からＪＩＳ  Ｚ  ２２０１に規定する１０号試験片を採取し、この試験片についてアムスラー型万能試験機による引張試験を行い、引張強さ（Ｎ／ｍｍ２）、０．２％耐力（Ｎ／ｍｍ２）、伸び（％）及び疲労強度（Ｎ／ｍｍ２）を測定した。その結果は、表１３〜表１８に示す通りであり、実施例物は引張強さ等の機械的性質に優れることが確認された。なお、鋳造物Ｃ，Ｄ，Ｃ１，Ｄ１については、試験片を図６に示す湯道部Ｋから採取した。【００６０】
また、実施例物及び比較例物の被削性を比較確認するために、次のような切削試験を行って切削主分力（Ｎ）を測定した。【００６１】
すなわち、実施例物Ａ，Ｂ，Ｅ，Ｇ及び比較例物Ａ１，Ｂ１，Ｅ１，Ｇ１から採取した試料の外周面を、真剣バイト（すくい角：−６°、ノーズＲ：０．４ｍｍ）を取り付けた旋盤により、切削速度：８０ｍ／分、切込み深さ：１．５ｍｍ、送り：０．１１ｍｍ／ｒｅｖ．の条件及び切削速度：１６０ｍ／分、切込み深さ：１．５ｍｍ、送り：０．１１ｍｍ／ｒｅｖ．の条件で、夫々、乾式で切削し、バイトに取り付けた３分力動力計で測定し、切削主分力に換算した。その結果は、表１３〜表１８に示す通りであった。【００６２】
また、上記の切削試験において生成した切屑の状態を観察し、その形状によって、（ａ）台形若しくは三角形をなす小片形状（図５（Ａ））、（ｂ）長さ２５ｍｍ以下のテープ形状（同図（Ｂ））、（ｃ）針形状（同図（Ｃ））、（ｄ）長さ７５ｍｍ以下のテープ形状（（ｂ）を除く）（同図（Ｄ）、（ｅ）３巻き以下の螺旋形状（同図（Ｅ））、（ｆ）長さが７５ｍｍを超えるテープ形状（同図（Ｆ）及び（ｇ）３巻きを超える螺旋形状（同図（Ｇ））の７つに分類して被削性を判定し、表１３〜表１８に示した。これらの表においては、切屑形態が（ａ）であるものを「◎」で、（ｂ）であるものを「○」で、（ｃ）であるものを「●」で、（ｄ）であるものを「□」で、（ｅ）であるものを「△」で、（ｆ）であるものを「×」で、また（ｇ）であるものを「××」で、夫々示した。而して、切屑が、（ｆ）（ｇ）の形態をなしている場合には、切屑の処理（切屑の回収や再利用等）が困難となる上、切屑がバイトに絡み付いたり、切削表面を損傷させる等のトラブルが発生して、良好な切削加工を行なうことができない。また、切屑が（ｄ）（ｅ）の形態をなしている場合には、（ｆ）（ｇ）のような大きなトラブルは生じないものの、やはり切屑の処理が容易ではなく、連続切削加工を行う場合等にあってはバイトへの絡み付きや切削表面の損傷等を生じる虞れがある。しかし、切屑が（ａ）〜（ｃ）の形態をなしている場合には、上記のようなトラブルが生じることがなく、（ｆ）（ｇ）のように嵩張らないことから、切屑の処理も容易である。但し、（ｃ）については、切削条件によっては、旋盤等の工作機械の摺動面に潜り込んで機械的障害を発生したり、作業者の手指，目に刺さる等の危険を伴うことがある。したがって、被削性を判断する上では、（ａ）が最良であり、（ｂ）がこれに続き、（ｃ）が良好であり、（ｄ）がやや良好であり、（ｅ）が許容できる限度であり、（ｆ）は不適当であり、（ｇ）は最も不適当なものということができる。これらの切削主分力及び切屑形態から、実施例物は被削性に優れるものであることが確認された。【００６３】
また、実施例物及び耐摩耗性を比較確認すべく、次のような摩耗試験を行った。【００６４】
まず、実施例物Ａ，Ｅ及び比較例物Ａ１，Ｅ１，Ｇ１から、これに切削加工及び穴明け加工等を施すことにより、外径３２ｍｍ，厚さ（軸線方向長さ）１０ｍｍのリング状試験片を得た。次に、この試験片を回転軸に嵌合固定すると共に、リング状試験片の外周面にＳＵＳ３０４製ロール（外径４８ｍｍ）を５０ｋｇの荷重をかけた状態で転接させた上、試験片の外周面にマルチオイルを滴下しつつ、回転軸を２０９ｒ．ｐ．ｍ．で回転させた。そして、試験片の回転数が１０万回に達した時点で、試験片の回転を停止して、試験片の回転前後における重量差つまり摩耗減量（ｍｇ）を測定した。かかる摩耗減量が少ない程、耐摩耗性に優れた銅合金ということができるが、その結果は、表１９、表２０及び表２２〜２４に示す通りであり、実施例物が耐摩耗性ないし摺動性に優れることが確認された。【００６５】
また、実施例物及び比較例物の耐蝕性を比較確認するために、次のようなエロージョン・コロージョン試験Ｉ〜ＩＩＩ並びに「ＩＳＯ  ６５０９」に規定される脱亜鉛腐蝕試験及び「ＪＩＳ  Ｈ３２５０」に規定される応力腐蝕割れ試験を行なった。【００６６】
すなわち、エロージョン・コロージョン試験Ｉ〜ＩＩＩにおいては、実施例物Ａ，Ｃ，Ｄ，Ｅ及び比較例物Ａ１，Ｅ１，Ｇ１鋳物から採取した試料に、その軸線に直交する方向において、口径１．９ｍｍのノズルから試験液（３０℃）を１１ｍ／秒の流速で衝突させて、エロージョン・コロージョン試験を行ない、所定時間Ｔが経過した後の腐蝕減量（ｍｇ／ｃｍ２）を測定した。試験液としては、試験Ｉでは３％食塩水を、試験ＩＩでは３％食塩水にＣｕＣｌ２・２Ｈ２Ｏ（０．１３ｇ／Ｌ）を混合させた混合食塩水を、試験ＩＩＩでは次亜塩素酸ナトリウム溶液（ＮａＣｌＯ）に微量の塩酸（ＨＣｌ）を添加した混合液を、夫々使用した。腐蝕減量は、試験開始前における試料重量から試験液をＴ時間衝突させた後の試料重量との１ｃｍ２当たりの差量（ｍｇ／ｃｍ２）であり、衝突時間は、試験Ｉ〜ＩＩＩの何れにおいてもＴ＝９６時間とした。エロージョン・コロージョン試験Ｉ〜ＩＩＩの結果は、表１９〜表２４に示す通りであった。【００６７】
また、「ＩＳＯ  ６５０９」の脱亜鉛腐蝕試験においては、実施例物Ａ，Ｃ，Ｄ，Ｅ及び比較例物Ａ１，Ｅ１，Ｇ１鋳物から採取した試料を、暴露試料表面が伸縮方向に対して直角となるようにしてフェノール樹脂に座込み、試料表面をエメリー紙により１２００番まで研磨した後、これを純水中で超音波洗浄して乾燥した。かくして得られた被腐蝕試験試料を、１．０％の塩化第２銅２水和物（ＣｕＣｌ２・２Ｈ２Ｏ）の水溶液中に浸潰し、７５℃の温度条件下で２４時間保持した後、水溶液中から取出して、その脱亜鉛腐蝕深さの最大値つまり最大脱亜鉛腐蝕深さ（μｍ）を測定した。その結果は、表１９〜表２４に示す通りであった。【００６８】
また、「ＪＩＳ  Ｈ３２５０」の応力腐蝕割れ試験については、鋳造物Ｂ，Ｂ１から採取した板状の試料（幅：１０ｍｍ，長さ：６０ｍｍ，厚さ：５ｍｍ）を、４５°をなすＶ字状（屈曲部アール：５ｍｍ）に折曲する（引張残留応力を付加する）と共に脱脂，乾燥処理を施した上で、１２．５％のアンモニア水（アンモニアを等量の純水で薄めたもの）を入れたデシケータ内のアンモニア雰囲気（２５℃）中に保持させた。そして、所定の保持時間（暴露時間）が経過した時点で、試料をデシケータから取り出して、１０％の硫酸で洗浄した上、当該試料の割れの有無を拡大鏡（１０倍）で観察し、判定した。その結果は、表２１及び表２３に示す通りであった。当該表においては、アンモニア雰囲気中での保持時間が８時間経過時においては割れが認められなかったが、２４時間経過時においては明瞭な割れが認められたものについては「△」で、２４時間経過時においても割れが全く認められなかったものについては「○」で示した。これらの耐食性試験の結果から、実施例物は耐食性に優れるものであることが確認された。【００６９】
また、実施例物及び比較例物の冷間加工性を比較して評価するために、次のような冷間圧縮試験を行なった。【００７０】
すなわち、鋳造物Ａ，Ｂ，Ａ１から径：５ｍｍ，長さ：７．５ｍｍの円柱状試料を旋盤により切削，採取して、これをアムスラー型万能試験機により圧縮して、圧縮率（加工率）との関係による割れの有無によって冷間圧縮加工性を評価した。その結果は、表１９〜表２１及び表２３に示した通りであり、これらの表においては、圧縮率３０％で割れを生じたものを冷間圧縮加工性に劣るとして「×」で示し、圧縮率４０％で割れが生じなかったものを冷間圧縮加工性に優れるものとして「○」で示し、圧縮率３０％では割れが生じなかったが加工率４０％では割れが生じたものを良好な冷間加工性を有するものとして「△」で示した。この冷間圧縮加工性の良否は、カシメ加工性の良否として評価できるものであり、評価が「○」のものでは容易且つ高精度のカシメ加工を行うことができ、「△」のものでは一般的なカシメ加工が可能であり、「×」のものでは適正なカシメ加工を行うことが不可能である。実施例物は、一部が「△」であるものの殆どが「○」であり、冷間圧縮加工性つまりカシメ加工性に優れることが確認された。【００７１】
また、実施例物及び比較例物の熱間鍛造性を比較評価すべく、つぎのような高温圧縮試験を行った。すなわち、鋳造物Ａ，Ｅ，Ｅ１及び塑性加工物Ｇ１から、旋盤を使用して、径：１５ｍｍ，高さ２５ｍｍの円柱状試料を採取し、この試料を７００℃で３０分間保持した後、加工率を変えて熱間圧縮加工を行ない、加工率と割れとの関係から熱間鍛造性を評価した。その結果は表２０、表２２及び表２４に示す通りであり、実施例物は熱間鍛造性に優れるものであることが確認された。これらの表においては、８０％の加工率で割れが発生しなかったものを、熱間鍛造性に優れるとして「○」で示し、８０％の加工率では僅かな割れが発生したものの６５％の加工率では割れが生じなかったものを、良好な熱間鍛造性を有するものとして「△」で示し、また６５％の加工率で顕著な割れが生じたものを、熱間鍛造性に劣るものとして「×」で示した。【００７２】
また、実施例物及び比較例物について伸線性を比較確認すべく、次のような基準で伸線性を判定した。すなわち、棒状鋳造物Ｂ，Ｂ１（径：８ｍｍ）に伸線加工を施して、径：６．４ｍｍまで一回の伸線加工（加工率：３６％）で割れを生じることなく伸線できたものは伸線性に優れると判定し、径：７．０ｍｍまで一回の伸線加工（加工率：２３．４％）で割れを生じることなく伸線できたものは一般的な伸線性を有すると判定し、また一回の伸線加工で径：７．０ｍｍまで伸線させた場合に割れを生じたものについては伸線性に劣ると判定した。その結果は、表２１及び表２３に示す通りであり、伸線性に優れると判定されたものを「○」で、一般的な伸線性を有すると判定されたものを「△」で、また伸線性に劣ると判定されたものを「×」で示した。表２１及び表２３から理解されるように、実施例物は、比較例物に比して、伸線性に優れていることが確認された。【００７３】
また、実施例物及び比較例物について、鋳造性を判定した。【００７４】
第１に、鋳造物Ｂ，Ｂ１について、次のような鋳造性判定試験を行うことにより、鋳造性の優劣を判定した。すなわち、鋳造性判定試験においては、鋳造速度を２ｍ／分及び１ｍ／分の高低２段階に亘って変化させつつ、実施例で鋳造物Ｂを得た場合（又は比較例で鋳造物Ｂ１を得た場合）と同一装置を使用して同一条件により径：８ｍｍの線材（棒材）を連続鋳造し、欠陥のない線材が得られる鋳造速度の高低により鋳造性の優劣を判定した。その結果は表２１及び表２３に示す通りであり、欠陥のない線材が２ｍ／分の高速鋳造で得られたものを優れた鋳造性を有するものとして「○」で示し、欠陥のない線材を高速鋳造によっては得ることができなかったが１ｍ／分の低速鋳造で得ることができたものを一般的な鋳造性を有するものとして「△」で示し、低速鋳造（１ｍ／分）によっても欠陥のない鋳造素線Ｂ−１を得ることができなかったものを鋳造性に劣るものとして「×」で示した。【００７５】
第２に、鋳造物Ｃ，Ｃ１の底部Ｌ（図６参照）を切離して、その切離部分の内面におけるひけ部Ｍ（図７参照）を観察して、欠陥の有無及びひけの深さによって鋳造を評価した。その結果は、表２１〜表２３に示す通りであった。これらの表においては、ひけ部Ｍに欠陥がなく且つひけも浅いものについては、鋳造性に優れるとして「○」で示した。また、ひけ部Ｍに明瞭な欠陥がなく且つひけもさほど深くないものについては、鋳造性が良好であるとして「△」で示し、更に、ひけ部Ｍに明瞭な欠陥が存在するか又はひけが深いものものについては、鋳造性に劣るものとして「×」で示した。ひけ部Ｍの一例を図８〜図１３に示す。すなわち、図８は実施例の銅合金Ｎｏ．７２におけるひけ部Ｍの断面図であり、図９は当該ひけ部Ｍの拡大平面図である。また、図１０は実施例の銅合金Ｎｏ．７３におけるひけ部Ｍの断面図であり、図１１は当該ひけ部Ｍの拡大平面図である。図１２は比較例の銅合金Ｎｏ．２２４におけるひけ部Ｍの断面図であり、図１３は当該ひけ部Ｍの拡大平面図である。図８〜図１３から明らかなように、銅合金Ｎｏ．７２及びＮｏ．７３では、ひけ部Ｍの表面は極めて滑らかであり且つ欠陥もないが、銅合金Ｎｏ．２２４では、ひけ部Ｍに明瞭な欠陥が存在しており且つひけの深さも深い。なお、銅合金Ｎｏ．２２４は、Ｚｒを含有しない点を除いて、銅合金Ｎｏ．７２及びＮｏ．７３とほぼ同一の組成をなすものであることから、図８〜図１３からも、Ｚｒ及びＰの共添により結晶粒の微細化が図られ、その結果として鋳造性が向上することが理解される。【００７６】
第３に、実施例物及び比較例物の半溶融鋳造性についても、比較評価すべく、次のような半溶融試験を行なった。【００７７】
すなわち、鋳造物Ａ，Ａ１，Ｅ１を鋳造する際に使用した原料を坩堝に入れ、半溶融状態（固相率：約６０％）にまで昇温させ、その温度に５分間保持した後、急冷（水冷）した。そして、半溶融状態での固相の形状を調査し、半溶融鋳造性を評価した。その結果は、表１９、表２３及び表２４に示す通りであり、実施例物は（１４）（１５）の条件を満足し、半溶融鋳造性に優れるものであることが確認された。これらの表においては、当該固相の平均結晶粒径が１５０μｍ以下であるか又は結晶粒の最大長の平均が３００μｍ以下であったものを、半溶融鋳造性に優れると評価して「○」で示し、当該固相の結晶粒がこのような条件を満足しないものの、顕著なデンドライト・ネットワークが形成されていなかったものを、工業的に満足できる程度の良好な半溶融鋳造性を有すると評価して「△」で示し、デンドライト・ネットワークが形成されていたものを、半溶融鋳造性に劣ると評価して「×」で示した。実施例物が（１４）（１５）の条件を満足する場合の一例を示す。すなわち、図３は実施例物Ｎｏ．４についての半溶融鋳造性試験における半溶融固化状態の顕微鏡写真であり、明らかに（１４）（１５）の条件を満足している。また、図４は比較例物Ｎｏ．２０２についての半溶融鋳造性試験における半溶融固化状態の顕微鏡写真であり、（１４）（１５）の条件を満足していない。【００７８】
また、実施例物Ａ〜Ｇ及び比較例物Ａ１〜Ｇ１について、その溶解固化時における平均結晶粒径（μｍ）を測定した。すなわち、実施例物及び比較例物を切断して、その切断面を硝酸でエッチングした上、そのエッチング面に出現するマクロ組織における結晶粒の平均径（平均結晶粒径）を測定した。なお、鋳造物Ｃ，Ｄ，Ｃ１，Ｄ１については、水道メータ本体の流入出口部Ｊ（図６参照）を切断して、その切断面を硝酸でエッチングした上、そのエッチング面における結晶粒の平均径を前記同様にして測定した。この測定は、ＪＩＳ  Ｈ０５０１の伸銅品結晶粒度試験の比較法に基づいて行なったもので、切断面を硝酸でエッチングした後、結晶粒径が０．５ｍｍを超えるものは肉眼で観察し、０．５ｍｍ以下のものについては７．５倍に拡大して観察し、約０．１ｍｍよりも小さなものについては、過酸化水素とアンモニア水の混合液でエッチングした上、光学顕微鏡で７５倍に拡大して観察した。その結果は表１３〜表１８に示す通りであり、実施例物は何れも（７）の条件を満足するものであった。なお、実施例物については、その何れも溶融固化時における初晶がα相であることも確認された。【００７９】
さらに、実施例物については（１２）（１３）の条件を満足するものであることも確認された。図１及び図２にその一例を挙げる。図１は実施例物Ｎｏ．７９についてのマクロ組織写真（同図（Ａ））及びミクロ組織写真（同図（Ｂ））であり、図２は比較例物Ｎｏ．２２８についてのマクロ組織写真である。図１及び図２から明らかなように、比較例物Ｎｏ．２２８は（１２）（１３）の条件を満足していないが、実施例物Ｎｏ．７９は（１２）（１３）の条件を満たしていることが理解される。【００８０】
以上のことから、実施例物は、各構成元素が前述した範囲で含有されており、（１）〜（７）の条件（第５〜第８銅合金については更に（８）の条件）を満足することにより、これらの条件の少なくとも一部を満足しない比較例物に比して、被削性、機械的性質（強度、伸び等）、耐摩耗性、鋳造性、半溶融鋳造性、冷間圧縮加工性、熱間鍛造性及び耐蝕性が大幅に向上するものであることが確認された。また、これらの特性向上は、上記条件に加えて、（１０）〜（１５）の条件（第５〜第８銅合金については更に（９）（１６）の条件）を満足することにより、より効果的に図りうることが確認された。これらのことは大形鋳物Ｆ（Ｎｏ．９１）についても同様であり、Ｚｒ，Ｐの共添による結晶粒の微細化効果及びこれに伴う特性向上効果は、そのまま担保されることが確認された。なお、Ｚｒを含有しない点を除いて銅合金Ｎｏ．９１とほぼ同一組成をなす大形鋳物（Ｎｏ．２３４）については、これらの効果はなく、小形鋳物との差は明らかである。【００８１】
また、Ｐｂを含有する鋳造物Ｃ，Ｃ１，Ｄ１について、「ＪＩＳ  Ｓ３２００−７：２００４  水道用器具―浸出性能試験方法」に基づいて、Ｐｂの溶出試験を行った。すなわち、この試験では、次亜塩素酸ナトリウム溶液、炭酸水素ナトリウム溶液及び塩化カルシウム溶液を適量添加した水に水酸化ナトリウム溶液でｐＨを調整した水（水質：ｐＨ７．０±０．１，硬度：４５±５ｍｇ／Ｌ，アルカリ度：３５±５ｍｇ／Ｌ，残留塩素：０．３±０．１ｍｇ／Ｌ）を浸出液として使用し、鋳造物Ｃ，Ｃ１，Ｄ１に所定の洗浄処理及びコンディショニングを施した後、当該鋳造物Ｃ，Ｃ１，Ｄ１の中空部つまり水道メータ本体（図６参照）の部分に２３℃の浸出液を満たして密封し、この液温を維持して１６時間静置した上で、水道メータからの浸出液を採取し、これに含有されるＰｂ量つまりＰｂ溶出量（ｍｇ／Ｌ）を測定するものである。その結果は、表２１、表２３及び表２４に示す通りであり、実施例物ではＰｂ溶出量が極く微量であり、水道メータ等の接水金具として問題なく使用できることが確認された。【００８２】
また、銅合金Ｎｏ．５４の鋳造物Ｃから湯道部Ｋ（図６参照）を採取して、これを原料（Ｚｒ：０．００６３ｍａｓｓ％）として銅合金を鋳造した。すなわち、当該湯道部Ｋを、木炭被覆下で、９７０℃で再溶解し、５分間保持後、溶解時のＺｒの酸化ロス分を０．００１ｍａｓｓ％と見込んで、そのＺｒ量に見合う分、Ｚｒを３ｍａｓｓ％含有するＣｕ−Ｚｎ−Ｚｒ合金を追加添加して、金型に鋳込んだ。その結果、得られた鋳造物にあっては、Ｚｒ含有量が原料である銅合金Ｎｏ．５４とほぼ同一（０．００６１ｍａｓｓ％）であり、平均結晶粒径を測定したところ、当該元銅合金Ｎｏ．５４とほぼ同一の２５μｍであった。このことから、本発明の銅合金は、その鋳造物に生じる湯道部Ｋ等の余剰部分ないし不要部分を、結晶粒の微細化効果を全く損なうことなく、再生原料として有効に利用することができることが確認された。したがって、湯道部Ｋ等の余剰部分ないし不要部分を、連続操業下で投入される補充原料として使用することができ、連続操業を極めて効率良く且つ経済的に行うことができる。【００８３】
【表１】
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【００８４】
【表２】
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【００８５】
【表３】
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【００８６】
【表４】
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【００８７】
【表５】
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【００８８】
【表６】
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【００８９】
【表７】
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【００９０】
【表８】
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【００９１】
【表９】
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【００９２】
【表１０】
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【００９３】
【表１１】
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【００９４】
【表１２】
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【００９５】
【表１３】
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【００９６】
【表１４】
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【００９７】
【表１５】
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【００９８】
【表１６】
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【００９９】
【表１７】
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【０１００】
【表１８】
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【０１０１】
【表１９】
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【０１０２】
【表２０】
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【０１０３】
【表２１】
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【０１０４】
【表２２】
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【０１０５】
【表２３】
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【０１０６】
【表２４】
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【産業上の利用可能性】
【０１０７】
本発明の銅合金は、具体的には、次のような用途に好適に使用することができる。
１．鋳造性、導電性、熱伝導性、高機械的性質が要求される一般的機械部品。
２．高度の導電性，熱伝導性が要求される電気用ターミナル，コネクタ、ロウ付け、溶接を容易に行い得ることが要求される電気部品。
３．鋳造が容易であることが要求される計器部品。
４．機械的性質に優れることが要求される給排水金具，建築用金具，日用品・雑貨品。
５．強度，硬度が高いこと及び耐食性，じん性に優れることが要求される船用プロペラ，シャフト、軸受，弁座，弁棒，締付金具，クランプ、接続金具、ドアノブ、パイプ留具、カム。
６．高度の強度，硬度，耐摩耗性が要求されるバルブ，ステム，ブッシュ，ウォームギヤ、アーム、シリンダ部品、バルブシート、ステンレス用軸受、ポンプインペラ。
７．耐圧性，耐摩耗性，被削性，鋳造性が要求されるバルブ，ポンプ胴体，羽根車，給水栓，混合水栓、水道用弁，継手，スプリンクラー，コック，水道メータ，止水栓，センサー部品、スクロール型コンプレッサー部品、高圧バルブ、スリーブ圧力容器。
８．硬度及び耐摩耗性に優れることが要求される摺動部品，油圧シリンダ，シリンダ，歯車，釣り用リール、航空機の留め具。
９．強度，耐食性，耐摩耗性に優れることが要求されるボルト，ナット、配管用コネクター。
１０．単純形状の大型鋳物に適し且つ高い強度と耐食性，耐摩耗性に優れることが要求される化学用機械部品、工業用バルブ。
１１．接合強度、肉盛、ライニング、オーバーレイ、耐食性、鋳造性が要求される淡水化装置等の溶接管、給水管、熱交換器用管、熱交換器管板、ガス配管用管、エルボ、海洋構造材、溶接部材、溶接用材。
１２．接水金具（継手・フランジ類）
ニップル、ホースニップル、ソケット、エルボ、チーズ、プラグ、ブッシング、ユニオン、ジョイント、フランジ
１３．接水金具（バルブ・コック類）
ストップバルブ、ストレーナー、スリースバルブ、ゲートバルブ、チェッキバルブ、グローブバルブ、ダイヤフラムバルブ、ピンチバルブ、ボールバルブ、ニードルバルブ、ミニチュアバルブ、レリーフバルブ、メンコック、ハンドルコック、グランドコック、２方コック、３方コック、４方コック、ガスコック、ボール弁、安全弁、レリーフ弁、減圧弁、電磁弁、スチームトラップ、量水器（水道メータ、流量計。
１４．接水金具（水栓金具）
水栓（給水栓、散水栓、止水栓、自在栓、混合栓、分水栓）、カラン、分枝栓、逆止弁、分枝バルブ、フラッシュバルブ、切り替えコック、シャワー、シャワーフック、プラグ、ザルボ、散水ノズル、スプリンクラー。
１５．接水金具（住設機器・排水器具類）
トラップ、消化栓弁、送水口。
１６．ポンプ類
インペラ、ケース、接続金具、摺動部ブッシュ。
１７．自動車関係機器
バルブ、継手類、圧力スイッチ・センサー、温度センサー（感温体）、コネクター類、軸受・ベアリング部品、コンプレッサー部品、キャブレター部品、ケーブル止め金具。
１８．家電部品
携帯電話アンテナ部品、端子・コネクター、リードスクリュー、モーター軸受（流体軸受）、コピー機シャフト・ローラー、エアコン用バルブ・継手・ナット、センサー部品。
１９．摩擦係合部材
油圧・空圧シリンダのピストンシュー、ブッシュ・摺動部品、電線止め金具、高圧バルブ・継手、歯車・ギア・シャフト、ベアリング部品、ポンプ・軸受、バルブシュー、袋ナット、ヘッダー給水栓部品。
【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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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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【図１２】
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【図１３】
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