"73.0~79.5massのCuと、2.5~4.0massのSiと、を含有し、残部がZn及び不可避不純物からなる合金組成であり、他材とろう付けされた耐圧耐食性銅合金であって、Cuの含有量[Cu]massと、Siの含有量[Si]massとの間に、62.0≦[Cu]-3.6×[Si]≦67.5の関係を有し、前記銅合金のろう付け部分の金属組織は、α相マトリックスに少なくともκ相を含み、α相の面積率αと、β相の面積率βと、γ相の面積率γと、κ相の面積率κと、μ相の面積率μとの間に、30≦α≦84、15≦κ≦68、ακ≧92、0.2≦κ/α≦2であり、β≦3、μ≦5、βμ≦6、0≦γ≦7、0≦βμγ≦8の関係を有することを特徴とする耐圧耐食性銅合金。0.015~0.2massのP、0.015~0.2massのSb、0.015~0.15massのAs、0.03~1.0massのSn、0.03~1.5massのAlのいずれか1種以上を更に含有し、Cuの含有量[Cu]massと、Siの含有量[Si]massと、Pの含有量[P]massと、Sbの含有量[Sb]massと、Asの含有量[As]massと、Snの含有量[Sn]massと、Alの含有量[Al]massとの間に、62.0≦[Cu]-3.6×[Si]-3×[P]-0.3×[Sb]0.5×[As]-1×[Sn]-1.9×[Al]≦67.5の関係を有することを特徴とする請求項1に記載の耐圧耐食性銅合金。0.015~0.2massのP、0.015~0.2massのSb、0.015~0.15massのAsのいずれか1種以上、及び0.3~1.0massのSn、0.45~1.2massのAlのいずれか1種以上を更に含有し、Cuの含有量[Cu]massと、Siの含有量[Si]massと、Pの含有量[P]massと、Sbの含有量[Sb]massと、Asの含有量[As]massと、Snの含有量[Sn]massと、Alの含有量[Al]massとの間に、63.5≦[Cu]-3.6×[Si]-3×[P]-0.3×[Sb]0.5×[As]-1×[Sn]-1.9×[Al]≦67.5の関係を有することを特徴とする請求項1に記載の耐圧耐食性銅合金。0.003~0.25massのPb、0.003~0.30massのBiのいずれか1種以上を更に含有し、Cuの含有量[Cu]massと、Siの含有量[Si]massと、Pの含有量[P]massと、Sbの含有量[Sb]massと、Asの含有量[As]massと、Snの含有量[Sn]massと、Alの含有量[Al]massと、Pbの含有量[Pb]massと、Biの含有量[Bi]massとの間に、62.0≦[Cu]-3.6×[Si]-3×[P]-0.3×[Sb]0.5×[As]-1×[Sn]-1.9×[Al]0.5×[Pb]0.5×[Bi]≦67.5の関係を有することを特徴とする請求項1乃至請求項3のいずれか一項に記載の耐圧耐食性銅合金。0.05~2.0massのMn、0.05~2.0massのNi、0.003~0.3massのTi、0.001~0.1massのB、0.0005~0.03massのZrの内のいずれか1種以上を更に含有し、Cuの含有量[Cu]massと、Siの含有量[Si]massと、Pの含有量[P]massと、Sbの含有量[Sb]massと、Asの含有量[As]massと、Snの含有量[Sn]massと、Alの含有量[Al]massと、Pbの含有量[Pb]massと、Biの含有量[Bi]massと、Mnの含有量[Mn]massと、Niの含有量[Ni]massと、Tiの含有量[Ti]massと、Bの含有量[B]massと、Zrの含有量[Zr]massとの間に、62.0≦[Cu]-3.6×[Si]-3×[P]-0.3×[Sb]0.5×[As]-1×[Sn]-1.9×[Al]0.5×[Pb]0.5×[Bi]2×[Mn]1.7×[Ni]1×[Ti]2×[B]2×[Zr]≦67.5の関係を有することを特徴とする請求項1乃至請求項4のいずれか一項に記載の耐圧耐食性銅合金。材料強度が、引張強さで400N/mm2以上、又は、耐力で150N/mm2以上であることを特徴とする請求項1乃至請求項5のいずれか一項に記載の耐圧耐食性銅合金。請求項1乃至請求項6のいずれか一項に記載の耐圧耐食性銅合金と、前記銅合金にろう付けされた他材と、前記銅合金と前記他材とをろう付けするろう材とを備えたことを特徴とするろう付け構造体。請求項7に記載のろう付け構造体の製造方法であって、前記銅合金と前記他材との間に前記ろう材を介在させた状態で、前記銅合金のろう付け部分と前記他材のろう付け部分と前記ろう材とを、少なくとも700°C以上に加熱してろう付けし、前記銅合金のろう付け部分が、硬ろう付け終了時の材料温度から300°C、又は700°Cから300°Cまでの温度域を0.1°C/秒~60°C/秒の平均冷却速度で冷却されることを特徴とするろう付け構造体の製造方法。請求項7に記載のろう付け構造体の製造方法であって、前記銅合金と前記他材との間に前記ろう材を介在させた状態で、前記銅合金のろう付け部分と前記他材のろう付け部分と前記ろう材とを、少なくとも750°C以上に加熱してろう付けし、前記銅合金のろう付け部分が、硬ろう付け終了時の材料温度から300°C、又は700°Cから300°Cまでの温度域を1.5°C/秒~40°C/秒の平均冷却速度で冷却されることを特徴とするろう付け構造体の製造方法。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、他材とろう付けされた耐圧耐食性銅合金であって、高い耐圧性と優れた耐食性を備えた耐圧耐食性銅合金を提供することを課題とする。前記課題を解決するため、本発明者は、銅合金の組成や金属組織について検討した。その結果、所定の組成の銅合金において、金属組織の各相の面積率を所定の範囲内にすることにより、高い耐圧性と優れた耐食性が得られるという知見を得た。具体的には、73.0~79.5massのCuと、2.5~4.0massのSiと、を含有し、残部がZn及び不可避不純物からなる合金組成であり、Cuの含有量[Cu]massと、Siの含有量[Si]massとの間に、62.0≦[Cu]-3.6×[Si]≦67.5の関係を有し、前記銅合金のろう付け部分の金属組織は、α相マトリックスに少なくともκ相を含み、α相の面積率αと、β相の面積率βと、γ相の面積率γと、κ相の面積率κと、μ相の面積率μとの間に、30≦α≦84、15≦κ≦68、ακ≧92、0.2≦κ/α≦2であり、β≦3、μ≦5、βμ≦6、0≦γ≦7、0≦βμγ≦8の関係を有する場合に、高い耐圧性と優れた耐食性が得られるという知見を得た。尚、ろう付け部分とは、ろう付けされたときに、700°C以上に加熱された部分をいう。本発明は、上記の本発明者の知見に基づき完成されたものである。すなわち、前記課題を解決するため、本発明は、73.0~79.5massのCuと、2.5~4.0massのSiと、を含有し、残部がZn及び不可避不純物からなる合金組成であり、他材とろう付けされた耐圧耐食性銅合金であって、Cuの含有量[Cu]massと、Siの含有量[Si]massとの間に、62.0≦[Cu]-3.6×[Si]≦67.5の関係を有し、前記銅合金のろう付け部分の金属組織は、α相マトリックスに少なくともκ相を含み、α相の面積率αと、β相の面積率βと、γ相の面積率γと、κ相の面積率κと、μ相の面積率μとの間に、30≦α≦84、15≦κ≦68、ακ≧92、0.2≦κ/α≦2であり、β≦3、μ≦5、βμ≦6、0≦γ≦7、0≦βμγ≦8の関係を有することを特徴とする耐圧耐食性銅合金を提供する。他材とろう付けされた耐圧耐食性銅合金において、高い耐圧性と優れた耐食性を備えることができる。好ましくは、0.015~0.2massのP、0.015~0.2massのSb、0.015~0.15massのAs、0.03~1.0massのSn、0.03~1.5massのAlのいずれか1種以上を更に含有し、Cuの含有量[Cu]massと、Siの含有量[Si]massと、Pの含有量[P]massと、Sbの含有量[Sb]massと、Asの含有量[As]massと、Snの含有量[Sn]massと、Alの含有量[Al]massとの間に、62.0≦[Cu]-3.6×[Si]-3×[P]-0.3×[Sb]0.5×[As]-1×[Sn]-1.9×[Al]≦67.5の関係を有する。P、Sb、As、Sn、Alのいずれかを有するので、更に耐食性が良くなる。好ましくは、0.015~0.2massのP、0.015~0.2massのSb、0.015~0.15massのAsのいずれか1種以上、及び0.3~1.0massのSn、0.45~1.2massのAlのいずれか1種以上を更に含有し、Cuの含有量[Cu]massと、Siの含有量[Si]massと、Pの含有量[P]massと、Sbの含有量[Sb]massと、Asの含有量[As]massと、Snの含有量[Sn]massと、Alの含有量[Al]massとの間に、63.5≦[Cu]-3.6×[Si]-3×[P]-0.3×[Sb]0.5×[As]-1×[Sn]-1.9×[Al]≦67.5の関係を有する。Snを0.3mass以上、又はAlを0.45mass以上含有するので、耐エロージョンコロージョン性が良くなる。好ましくは、0.003~0.25massのPb、0.003~0.30massのBiのいずれか1種以上を更に含有し、Cuの含有量[Cu]massと、Siの含有量[Si]massと、Pの含有量[P]massと、Sbの含有量[Sb]massと、Asの含有量[As]massと、Snの含有量[Sn]massと、Alの含有量[Al]massと、Pbの含有量[Pb]massと、Biの含有量[Bi]massとの間に、62.0≦[Cu]-3.6×[Si]-3×[P]-0.3×[Sb]0.5×[As]-1×[Sn]-1.9×[Al]0.5×[Pb]0.5×[Bi]≦67.5の関係を有する。Pb、Biのいずれかを有するので、被削性が良くなる。好ましくは、0.05~2.0massのMn、0.05~2.0massのNi、0.003~0.3massのTi、0.001~0.1massのB、0.0005~0.03massのZrのいずれか1種以上を更に含有し、Cuの含有量[Cu]massと、Siの含有量[Si]massと、Pの含有量[P]massと、Sbの含有量[Sb]massと、Asの含有量[As]massと、Snの含有量[Sn]massと、Alの含有量[Al]massと、Pbの含有量[Pb]massと、Biの含有量[Bi]massと、Mnの含有量[Mn]massと、Niの含有量[Ni]massと、Tiの含有量[Ti]massと、Bの含有量[B]massと、Zrの含有量[Zr]massとの間に、62.0≦[Cu]-3.6×[Si]-3×[P]-0.3×[Sb]0.5×[As]-1×[Sn]-1.9×[Al]0.5×[Pb]0.5×[Bi]2×[Mn]1.7×[Ni]1×[Ti]2×[B]2×[Zr]≦67.5の関係を有する。Mn、Ni、Ti、B、Zrのいずれかを有するので、更に強度が向上する。好ましくは、材料強度が、引張強さで400N/mm2以上、又は、耐力で150N/mm2以上である。材料強度が高いので、薄肉化等により低コストにすることができる。本発明は、上記のいずれかの耐圧耐食性銅合金と、前記銅合金にろう付けされた他材と、前記銅合金と前記他材とをろう付けするろう材とを備えたことを特徴とするろう付け構造体を提供する。尚、ろう付けされた銅合金と他材とろう材との一体物をろう付け構造体という。銅合金の強度が高いので、ろう付け構造体の耐圧性が高くなる。また、本発明者は、ろう付けの方法について検討した。従来のCu-Zn合金や上述した特許文献1では、ろう付け等によって高温状態になった後に徐冷をすること、及び、又は、ろう付け温度より低い温度で長時間の熱処理を行うことによって、β相が少なくなったが、今回の検討の結果、本発明に係る上記の組成の銅合金において、ろう付け後の冷却速度を所定の範囲内にすれば、上述したような特別な熱処理を行わなくとも、ろう付け部分の金属組織が、α相マトリックスに少なくともκ相を含み、α相の面積率αと、β相の面積率βと、γ相の面積率γと、κ相の面積率κと、μ相の面積率μとの間に、30≦α≦84、15≦κ≦68、ακ≧92、0.2≦κ/α≦2であり、β≦3、μ≦5、βμ≦6、0≦γ≦7、0≦βμγ≦8の関係を有するという知見を得た。すなわち、本発明は、上記のろう付け構造体の製造方法であって、前記銅合金と前記他材との間に前記ろう材を介在させた状態で、前記銅合金のろう付け部分と前記他材のろう付け部分と前記ろう材とを、少なくとも700°C以上に加熱してろう付けし、前記銅合金のろう付け部分が、硬ろう付け終了時の材料温度から300°C、又は700°Cから300°Cまでの温度域を0.1°C/秒~60°C/秒の平均冷却速度で冷却されることを特徴とするろう付け構造体の製造方法を提供する。金属組織のα相やβ相等の各相の面積率が上述した範囲になり、高い耐圧性と優れた耐食性が得られる。また、本発明は、上記のろう付け構造体の製造方法であって、前記銅合金と前記他材との間に前記ろう材を介在させた状態で、前記銅合金のろう付け部分と前記他材のろう付け部分と前記ろう材とを、少なくとも750°C以上に加熱してろう付けし、前記銅合金のろう付け部分が、硬ろう付け終了時の材料温度から300°C、又は700°Cから300°Cまでの温度域を1.5°C/秒~40°C/秒の平均冷却速度で冷却されることを特徴とするろう付け構造体の製造方法を提供する。金属組織のα相やβ相等の各相の面積率が上述した範囲になり、高い耐圧性と優れた耐食性が得られる。本発明によれば、他材とろう付けされた耐圧耐食性銅合金において、高い耐圧性と優れた耐食性を備えることができる。本発明の実施形態に係る銅合金について説明する。本発明に係る銅合金として、第1発明合金乃至第4発明合金を提案する。合金組成を表すのに本明細書において、[Cu]のように[]の括弧付の元素記号は当該元素の含有量値massを示すものとする。また、この含有量値の表示方法を用いて、本明細書において複数の計算式を提示するが、それぞれの計算式において、当該元素を含有していない場合は0として計算する。また、αのようにの括弧付の金属組織を示す記号は当該金属組織の面積率を示すものとする。また、第1乃至第4発明合金を総称して発明合金とよぶ。第1発明合金は、73.0~79.5massのCuと、2.5~4.0massのSiと、を含有し、残部がZn及び不可避不純物からなる合金組成であり、Cuの含有量[Cu]massと、Siの含有量[Si]massとの間に、62.0≦[Cu]-3.6×[Si]≦67.5の関係を有する。第2発明合金は、CuとSiの組成範囲が第1発明合金と同一であり、更に0.015~0.2massのP、0.015~0.2massのSb、0.015~0.15massのAs、0.03~1.0massのSn、0.03~1.5massのAlのいずれか1種以上を含有し、Cuの含有量[Cu]massと、Siの含有量[Si]massと、Pの含有量[P]massと、Sbの含有量[Sb]massと、Asの含有量[As]massと、Snの含有量[Sn]massと、Alの含有量[Al]massとの間に、62.0≦[Cu]-3.6×[Si]-3×[P]-0.3×[Sb]0.5×[As]-1×[Sn]-1.9×[Al]≦67.5の関係を有する。第3発明合金は、Cu、Si、P、Sb、As、Sn、Alの組成範囲が第1発明合金又は、第2発明合金と同一であり、更に0.003~0.25massのPb、0.003~0.30massのBiのいずれか1種以上を含有し、Cuの含有量[Cu]massと、Siの含有量[Si]massと、Pの含有量[P]massと、Sbの含有量[Sb]massと、Asの含有量[As]massと、Snの含有量[Sn]massと、Alの含有量[Al]massと、Pbの含有量[Pb]massと、Biの含有量[Bi]massとの間に、62.0≦[Cu]-3.6×[Si]-3×[P]-0.3×[Sb]0.5×[As]-1×[Sn]-1.9×[Al]0.5×[Pb]0.5×[Bi]≦67.5の関係を有する。第4発明合金は、Cu、Si、P、Sb、As、Sn、Al、Pb、Biの組成範囲が第1発明合金、第2発明合金、又は第3発明合金と同一であり、更に0.05~2.0massのMn、0.05~2.0massのNi、0.003~0.3massのTi、0.001~0.1massのB、0.0005~0.03massのZrのいずれか1種以上を含有し、Cuの含有量[Cu]massと、Siの含有量[Si]massと、Pの含有量[P]massと、Sbの含有量[Sb]massと、Asの含有量[As]massと、Snの含有量[Sn]massと、Alの含有量[Al]massと、Pbの含有量[Pb]massと、Biの含有量[Bi]massと、Mnの含有量[Mn]massと、Niの含有量[Ni]massと、Tiの含有量[Ti]massと、Bの含有量[B]massと、Zrの含有量[Zr]massとの間に、62.0≦[Cu]-3.6×[Si]-3×[P]-0.3×[Sb]0.5×[As]-1×[Sn]-1.9×[Al]0.5×[Pb]0.5×[Bi]2×[Mn]1.7×[Ni]1×[Ti]2×[B]2×[Zr]≦67.5の関係を有する。次に、各元素の添加理由について説明する。Cuは、本発明合金を構成する主要元素であり、Siとの関係もあるが、ろう付け後の銅合金において、耐食性に影響を与えるβ相を出現させない、又はβ相の出現を最小限にするために、また、γ相の析出も必要量に止めるために、そしてろう付け後の優れた耐圧性、延性、衝撃特性を有するために、Cuは73.0mass以上必要であり、より好ましくは73.5mass以上で、最適には74.0mass以上である。一方、Siとの関係もあるが、Cuが79.5massを超えて含有しても、ろう付け後の銅合金の耐食性は飽和し、却って耐圧性に問題が生じ、更には、ろう付け前の銅合金を成形する際の鋳造性、鍛造性、被削性に問題が生じる。更に好ましい上限値は、79.0massである。Siは、Cu、Znとともに本発明合金を構成する主要元素である。Siが,2.5mass未満であると、ろう付け後の銅合金において、Siによる固溶硬化や、κ相の形成が不十分になるために耐圧性が劣り、また、耐食性にも問題が生じる。また、ろう付け前の銅合金を成形する際の被削性が劣る。より好ましくは、2.7mass以上である。一方、Siを4.0massを超えて含有しても、ろう付け後の銅合金の耐圧性が飽和し、α相の占める割合が小さくなるために延性、耐食性、衝撃特性が劣る。また、ろう付け前の銅合金を成形する際、κ相、γ相の占める割合が高くなり、α相の占める割合が少なくなるために被削性、鋳造性や鍛造性にも問題が生じる。また、ろう付け後の金属組織において、耐食性等に有害なβ相が形成し易くなり、μ相、γ相が多くなり、耐食性、延性、衝撃特性が劣るようになる。これらからも、Siは、より好ましくは、3.8mass以下である。P、Sb、Asは、耐食性の向上のために必要である。P、Sb、Asは、いずれもα相の耐食性を向上させ、特に、AsとPはその向上効果が大きい。一方、Sbはκ相の耐食性を向上させ、μ、γ、β相の耐食性も改善する。P、Asは、κ相の耐食性を改善させるが、Sbよりその効果は低く、μ、γ、β相の耐食性の改善は少ない。また、Pは熱間鍛造品の結晶粒を微細化し、Zrとの共添加で鋳物の結晶粒を微細化し、且つ、その鋳物がろう付けされても結晶粒の成長を抑制する。鋳物、鍛造品のろう付け後の耐圧性、耐食性を鑑みると、P又はAsと、Sbの共添加が好ましい。P、Sb、Asは、いずれも0.015mass未満では、耐食性や強度の向上の効果は少ない。Asは0.15mass、Sb、Pについては0.2mass以上含有しても、耐食性等の効果は飽和し、ろう付け後の延性を損なう。Sn、Alは、P、Sb、Asと同様にろう付け後の耐食性を向上させる元素であり、特に高速の流水のもと、物理的作用が特に生じる流水での耐食性すなわちエロージョンコロージョン性、キャビテーション性、更には、水質の悪い環境下での耐食性を向上させる。そして、Sn、Alは、α相、κ相を硬化させるので耐圧性、耐摩耗性を向上させる。耐食性や強度を向上させるためには、Snは0.03mass以上の含有が必要であり、好ましくは0.2mass以上、最適には0.3mass以上である。一方、1.0massを越えて含有してもそれらの改善効果は飽和し、ろう付け後、γ相の量が多くなり、却って伸びが損なわれるので、0.8mass以下がより好ましい。Alは、耐食性、耐圧性を向上させるためには、0.03mass以上の含有が必要である、好ましくは0.25mass以上、最適には、0.45mass以上である。一方、1.5massを超えて含有させても、これらの効果は概ね飽和し、鋳造性や延性が損なわれ、ろう付け後の延性を損なうので、1.2mass以下の含有が好ましく、最適には0.9mass以下である。Sn、Alは、ともに、各相の耐食性を向上させる効果を持つが、物理的作用が生じる流水での耐食性、エロージョン性、キャビテーション性等を主として向上させるものであるので、より好ましい実施形態として、Sn、Alを含有する場合、α、κ、μ、γ、β相の耐食性を改善するP、Sb、Asの中から、1つ以上を含有させることが好ましい。また、Snを0.3mass以上、または、Alを0.45mass以上の最適な範囲の量まで含有させ、ろう付けが行われる700°C、或いは750°C以上の高温から冷却するとγ相の占める割合が急激に増える。Sn、Alを多く含有した合金のγ相には、合金中に含まれるSn、Alの含有量を超えた量のSn、Alを含む、すなわち、γ相に、Sn、Alがより濃縮される。Sn、Alが高濃度に含有したγ相の増加は、エロージョンコロージョン性等を向上させる一方で、延性や衝撃特性を低下させる。エロージョンコロージョン性の高度な向上と高い延性等を両立させるためには、後述するK値や、κ/αなど相比率等の金属組織を調整する必要がある。Pb、Biは、バルブ等を成形する際において切削加工が行われる場合、特に優れた被削性が必要とされる場合に添加される。Cu、Si、Znが発明合金において定められた所定量配合されれば、Pb、Biは、各々0.003mass以上の含有量から効果を発揮する。一方、Pbは人体に有害であること、Biはレアメタルであること、更に、Pb、Biによって、ろう付け後の延性や衝撃特性が劣るようになるので、Pbは0.25mass以下の含有に留める。好ましくは、Pbは0.15mass以下であり、更に好ましくは0.08mass以下である。同様に、Biもレアメタルであることから、好ましくは、Biは0.2mass以下であり、更に好ましくは0.1mass以下である。更に、PbとBiを合わせた合計含有量においても、好ましくは0.25mass以下であり、より好ましくは、0.15mass以下である。そして、Pb、Biはマトリックスに固溶せず、これらの元素は粒状で存在するが、Pb、Biを共添加すると両元素は共存するようになり、その共存物粒子の融点が低下し、ろう付けの冷却過程又は素材の切削加工中に銅合金が割れる虞がある。Pb、Biの共存粒子の特性から、両元素を各々0.02mass以上含有する場合、7≦Bi/Pbが好ましく、又は、0.35≧Bi/Pbが好ましい。Mn、Niは、主としてSiと金属間化合物を形成することによりろう付け後の耐圧性と耐摩耗性を向上させる。そのために、Mn、Niはそれぞれ0.05mass以上の添加が必要である。一方、Mn、Niをそれぞれ、2.0massを超えて添加しても、その効果は概ね飽和し、被削性が低下するとともに、ろう付け後の延性、衝撃特性が劣るようになる。Ti、Bは微量の添加で銅合金の強度を向上させる。強度の向上は主として鍛造品と、鋳物の段階で結晶粒を微細化させ、ろう付け後も結晶粒成長を抑制することにある。その効果は、Tiが0.003mass、Bが0.001mass以上で発揮され、Tiが0.3mass、Bが0.1massを越えて含有しても効果は飽和し、むしろ、Ti、Bは活性な金属であるので、Ti、Bが多いと大気中での溶解時に酸化物の巻き込みが生じ易くなるので、好ましくは、Tiが0.2mass以下、Bが0.05mass以下である。Zrは、微量の添加で銅合金の強度を向上させる。強度の向上は主として鋳物の段階で結晶粒が著しく微細化し、ろう付け後も結晶粒が微細な状態を維持し、結晶粒微細化により高い強度を有することにある。その効果は、Zrが、0.0005mass以上の極微量で発揮され、0.03massを越えて含有しても効果は飽和し、寧ろ結晶粒の微細化が損なわれる。尚、Zrによる結晶粒微細化の効果は、Pとの共添加で特に発揮され、かつ、Pとの配合割合が重要で、1≦P/Zr≦80を満たすとことにより、より顕著に現れる。次に、その他の不純物について説明する。銅合金はリサイクル性に優れ、高いリサイクル率で回収されリサイクルされる一方で、リサイクルの際に他の銅合金の混入や、例えば切削加工時に、工具の摩耗によりFe等が不可避的に混入する問題がある。したがって、JIS等の各種規格で不純物として規格化されている元素については、その不純物の規格が本合金についても適用される、例えば、JISH3250の銅及び銅合金棒で記載されている快削性銅合金棒C3601のように、Feは、0.3mass以下が不可避不純物として扱われるものとする。次に各元素間の関係について説明する。当該銅合金におけるCu及びSiや選択的に含有されるがP、Pb等との関係において、ろう付け後も高い強度を有し衝撃特性や延性に優れるためには、そして、特性に大きく影響する良好な金属組織を得るためには、K=[Cu]-3.6×[Si]-3×[P]-0.3×[Sb]0.5×[As]-1×[Sn]-1.9×[Al]0.5×[Pb]0.5×[Bi]2×[Mn]1.7×[Ni]1×[Ti]2×[B]2×[Zr]とすると、次の関係式:62.0≦K≦67.5を満足しなければならない。尚、各元素の係数は実験結果から得られたものであり、更にこれら上記以外の例えばFe等が不可避的に含有される場合、それらの不純物の含有量の総合計が0.7mass以下であれば、それらの元素の影響は無いとみなして差し支えない。なお、好ましい範囲として、不純物の影響も最大限加味し、62.7≦K≦66.8である。さらには、不純物の含有量の総合計が0.7massを超えるとK値に影響を与えるが、不純物の含有量の総合計が0.7massを超えた場合、不純物の含有量の総合計をXmassとすると、62.0X-0.7≦K≦67.5-X-0.7すなわち、61.3X≦K≦68.2-Xとすればよい。より好ましくは、61.8X≦K≦67.7-Xである。Kの値が62.0より低いと、高温加熱時にマクロ結晶粒が粗大化し、高温で析出するβ相の割合が増し、冷却速度に関わらずβ相が多く残留する。またγ相の形成が促進されるので、衝撃特性と延性が低くなり、耐食性も悪くなる。そして、耐圧性、引張強さも少し低くなる。Kの値が67.5より高いと、α相の占める割合が大きくなりすぎ、α相は元々強度が低いことと、そして高温加熱時にα相結晶粒が成長することにより、耐圧性、引張強さ、耐力が低くなる。これらの理由から、好ましくは、Kの値の下限側は、62.5以上が好ましく、最適には63.0以上であり、上限側は、好ましくは67.0以下であり、最適には66.5以下である。また、Snを0.3mass以上、Alを0.45mass以上含有する場合、Kの値の下限側は、63.5以上が好ましく、最適には、不純物等を考慮して64.0以上である。上限側は、少量のγ相の形成により強度が高くなるので、67.5以下でよく、最適には不純物等を考慮して67.0以下である。このように、ろう付け後も優れた特性を備えるためには狭い範囲での組成管理が必要である。尚、Pb、Biは、合計含有量が0.003massを超えると、衝撃特性、延性、及び引張強さが低下し始める。特に、Pb等の含有は、衝撃特性、延性に与える影響が大きく、K値の範囲を狭く設定する必要があり、特に下限値側の値を引き上げなければならない。したがってPb、Biを含有する場合は、好ましくは62.03PbBi-0.003≦K≦67.5-2PbBi-0.003であり、より好ましくは、62.53PbBi-0.003≦K≦67.0-2PbBi-0.003である。またバルブ等を成形する際において切削加工が行われる場合、62.03PbBi-0.003≦K≦67.5-2PbBi-0.003の範囲からK値が外れると、本願で規定している少量のPb、及び/又はBiの量では、優れた被削性が得られない。次に、ろう付け後のろう付け部分の金属組織について説明する。ろう付け後に高い耐圧性、延性、衝撃特性及び耐食性を得るには、組成だけでは不十分であり、金属組織が重要になる。すなわち、ろう付け後の金属組織として、α相マトリックスにκ相を少なくとも含み、30≦α≦84、15≦κ≦68かつακ≧92、0.2≦κ/α≦2であり、β≦3、μ≦5かつβμ≦6、0≦γ≦7、0≦βμγ≦8であることをすべて満足しなければならない。金属組織中において、主要な2つの相、α相とκ相の占める面積率の合計が92未満であると、高い耐圧性、延性や衝撃特性が確保できず、耐食性も不十分なものになる。基本的にはα相はマトリックスであり、α相は、延性や耐食性に富み、ろう付け後の金属組織においてα相の周りをκ相が取り巻く、或いはα相とκ相が均一に混合しあうことにより、α相、κ相の両相の結晶粒成長が抑制され、高い耐圧性が得られると同時に、高い延性、衝撃特性、優れた耐食性が得られる。尚、これらの特性をより優れたものにするためには、好ましくは、ακ≧94であり最も好ましくは、ακ≧95である。そして、α相とκ相は、α相の周りをκ相が取り巻く、或いはα相とκ相が均一に混合しあう金属組織がよく、高い耐圧性、高い延性、衝撃特性、優れた耐食性を得るために重要である。すなわち、κ/αが、0.2未満であると、α相が過多となり、そしてα相の結晶粒成長により、延性、耐食性、衝撃性に優れるが、耐圧性が低い。好ましくはκ/αが0.3以上、最適にはκ/αが0.5以上である。一方、κ/αが2を超えると、κ相が過多となり、特に延性に問題が生じ、衝撃特性も悪くなり、耐圧性の向上も飽和する。好ましくは、κ/αが、1.5以下、最適にはκ/αが1.2以下である。したがって、0.2≦κ/α≦2であり、かつακ≧92、更には好ましい範囲として0.3≦κ/α≦1.5であり、かつακ≧94、を達成するためには、組成だけでは不十分であり、後述するように、ろう付け後の冷却速度を十分に管理しなければならない。尚、ろう付け後の高い耐圧性、延性、衝撃特性及び耐食性を得るには、α相の範囲は、30~84であり、より好ましくは、35~78であり、最適には42~72であり、κ相の範囲は、15~65であり、より好ましくは20~62、最適には25~55である。なお、Snを0.3mass以上、Alを0.45mass以上含有する場合、γ相の占める割合が多くなるので、好ましい金属組織として、38≦α≦84、15≦κ≦60かつακ≧92、0.2≦κ/α≦1.5であり、β≦1.5、μ≦2.5かつβμ≦3、0≦γ≦7、0≦βμγ≦8である。β相、μ相は、共にろう付け後の銅合金の延性、耐食性、衝撃特性、耐圧性を阻害する。単独では、β相は3を超えると耐食性に悪影響を与え、延性、衝撃特性にも悪い影響を与える。好ましくは、β相は1.5以下であり、最適には0.5以下である。一方、μ相は5を超えると耐食性、延性、耐圧性、衝撃特性に悪い影響を与える。好ましくは、μ相は2.5以下であり、最適には0.5以下である。更に金属組織中にβ相とμ相の占める面積率を合わせても、耐食性、延性等への影響から6以下としなければならない。好ましくは、βμ≦3であり最適にはβμ≦0.5である。γ相は、ろう付け前の被削性を向上させる相であり、Sn、Alを適量以上に含有した場合、ろう付け後の耐エロージョンコロージョン性を向上させる相あるが、ろう付け後において、金属組織中にγ相の占める面積率が7を超えると、延性、耐食性、衝撃特性に悪影響を与える。好ましくは、5以下であり、最適には3以下である。ただし、耐圧性は、少量のγ相が分散して存在すると向上する。その効果はγ相が0.05を超え効果を発揮し、少量で分散してγ相が分布しておれば延性や耐食性に悪影響を与えない。したがって、0≦γ≦7であり、好ましくは0≦γ≦5、最適には0.05≦γ≦3である。更に、β、μ、γ相の占める割合をその合計量でもって評価しなければならない。すなわち、β、μ、γ相の占める割合の合計量が8を超えると、ろう付け後の延性、耐食性、衝撃特性、耐圧性が悪くなる。好ましくは、5.5以下であり、最適には3以下である。すなわち数式で表すと、0≦βμγ≦8であり、好ましくは0≦βμγ≦5.5であり、最適には0.05≦βμγ≦3である。尚、α、κ、γ、β、μの各相は、X線マイクロアナライザーを用いた定量分析結果から、本発明の基本であるCu-Zn-Si合金において次のように定義できる。マトリックスのα相は、Cu:73~80mass、Si:1.7mass~3.1massで、残部がZn及びその他添加元素である。典型的な組成は、76Cu-2.4Si-残Znである。必須の相であるκ相は、Cu:73~79mass、Si:3.2mass~4.7massで、残部がZn及びその他添加元素である。典型的な組成は、76Cu-3.9Si-残Znである。γ相は、Cu:66~75mass、Si:4.8mass~7.2massで、残部がZn及びその他添加元素である。典型的な組成は、72Cu-6.0Si-残Znである。β相は、Cu:63~72mass、Si:1.8mass~4.0massで、残部がZn及びその他添加元素である。典型的な組成は、69Cu-2.4Si-残Znである。μ相は、Cu:76~89mass、Si:7.3mass~11massで、残部がZn及びその他添加元素である。典型的な組成は、83Cu-9.0Si-残Znである。このように、μ相は、α、κ、γ、β相とSi濃度で区別がつき、γ相は、α、κ、β、μ相とSi濃度で区別がつく。μ相とγ相は、Si含有量は近接しているが、Cu濃度において76を境にして区別される。β相は、γ相とSi濃度で区別がつき、α、κ、μ相とは、Cu濃度で区別がつく。α相とκ相は近接しているが、Si濃度3.15mass又は3.1~3.2massを境にして区別される。また、EBSDelectronbackscatterdiffractionで結晶構造を調べたところ、α相は、fccであり、β相は、bccであり、γ相はbccであり、κ相はhcpであり、それぞれを区別することができる。なお、β相は、CuZn型すなわちW型のbcc構造をとり、γ相は、Cu5Zn8型のbcc構造をとり、両者は区別がつく。本来なら、κ相の結晶構造:hcpは、延性に乏しいが、α相の存在のもと0.2≦κ/α≦2を満足すれば、良好な、延性を有する。尚、金属組織中の相の割合を示すものであり、非金属介在物、Pb粒子、Bi粒子、NiとSi、MnとSiとの化合物は含まれない。次に、ろう付け後の冷却速度について説明する。ろう付け後の冷却速度は、高い耐圧性、優れた耐食性を得るための条件である。すなわち、高い耐圧性、優れた耐食性を得るためには、約800°Cのろう付け温度により、バルブ等の銅合金は、700°C以上、更には750°C以上や約800°Cに加熱され、硬ろう付け終了後の銅合金の温度から300°C、又は700°Cから300°Cまでの温度域を平均で0.1°C/秒から60°C/秒の冷却速度で冷却される必要がある。冷却速度が0.1°C/秒より遅いとμ相が結晶粒界に析出し、α相の結晶成長、場合によってはκ相の結晶成長が起こり、延性、衝撃特性、強度、耐圧性、耐食性を低下させる。更には、耐食性に悪影響を与えるμ相の析出を防ぎ、耐圧性の低下を増長するα相、κ相の結晶粒成長を抑制するためには、硬ろう付け後に0.8°C/秒以上の冷却速度で冷却するのがよく、1.5°C/秒以上が最適である。特にμ相は、300~450°Cで生じやすいので、この温度範囲を0.1°C/秒以上の温度で冷却するのが好ましい。300°Cより低い温度領域では、0.1°C/秒より遅い冷却速度、例えば0.02°C/秒であってもμ相はほとんど析出しない。また、冷却過程において250°C付近で1時間保持してもほとんどμ相は析出しない。一方、冷却速度が60°C/秒より速いと、β相が多く残留するので、耐食性が悪く、延性、衝撃特性も低下する。耐食性等の悪影響をもたらすβ相の残留を皆無にするためには、40°C/秒以下の冷却速度で硬ろう付け後の冷却をするのが好ましい。上述のように硬ろう付けは、接合強度が高いが、融点が高いので銅合金も高温に加熱され、強度、耐圧性の低下を始め、耐食性その他の諸特性が低下する。銅系の硬ろうの中には、Agを多量に含有させているものがある。Agを数十含む硬ろうは、Agを含まないものに比べ融点を約100°C下げる効果がある。しかしながら、Agは非常に高価であるので、その使用量が僅かであっても経済性が大きな問題となる。Agを含まない、また含んでも10程度の硬ろうを使った場合のろう付け温度は、約800°Cであり、バルブ等の銅合金も約800°C、少なくとも750°C以上に加熱される。ろう付け時に、約800°C、少なくとも750°C以上に加熱されるので、ろう付けされた後の銅合金の冷却速度は、700°Cから300°Cの温度域を0.8°C/秒から40°C/秒、より好ましくは1.5°C/秒から40°C/秒の冷却速度で冷却するとよい。尚、内面に圧力を受ける管の場合、t:管の最小肉厚、P:設計圧力、D:管の外径、A:材料の許容引張強さ、b:溶接継手の効率とすると、t=PD/200Ab0.8Pで表されるすなわち圧力:Pは、許容引張強さに依存し、許容引張強さは、材料の引張強さに依存するので、材料の引張強さが高いと高圧に耐えることになる。また、耐圧容器の初期の変形強さが問題になる時は、引張強さの代わりに耐力を用いることもできる。したがって、耐圧容器の耐圧性は、ろう付け後の材料の引張強さおよび耐力に依存し、これらの値が高いと耐圧容器の肉厚を薄くすることができ低コストで製造することができる。以上から、高い耐圧性を示す指標として、引張強さ、耐力を用いることができる。上述した第1発明合金乃至第4発明合金及び比較用の組成の銅合金を用いて、試料L、M、Nを作成した。表1は、試料として作成した第1発明合金乃至第4発明合金及び比較用の銅合金の組成を示す。試料Lは、表1の組成の鋳塊外径100mm、長さ150mmの円柱形状のものを670°Cに加熱し、外径17mmの丸棒状に押出加工した押出材。試料Mは、表1の組成の鋳塊外径100mm、長さ150mmの円柱形状のものを670°Cに加熱し、外径35mmの丸棒状に押出加工し、その後、670°Cに加熱し、横置きにして17.5mmの厚みに熱間鍛造した。この熱間鍛造材を、切削により外径17mmの丸棒材に仕上げた熱間鍛造材。試料Nは、表1の組成の溶湯を直径35mm、深さ200mmの金型に鋳込み、鋳込んだ後、試料Lと同じサイズになるよう旋盤で切削し、外径17mmの丸棒とした鋳造材。各試料に次の試験1又は2を行った。試験1:各試料を、ろう付け時においてバーナーによって加熱された状態に相当させるために、800°Cの塩浴NaClとCaCl2を約3:2に混合したものに、約100秒間浸漬した。塩浴に浸漬することにより、試料は、約10秒間、約800°C保持される。そして、試料を取り出し、氷水への水冷、10°Cの水冷、60°Cの湯水冷、強制空冷A、B、C強制空冷のファンの速度はA、B、Cの順で速いの条件で冷却した。また、より遅い冷却速度を実現させるため、試料に対して不活性雰囲気中で昇温と降温を連続的に行える連続炉炉内ろう付け炉を用いて800°Cに加熱し、1分間保持後に2条件で炉冷却した条件D、E。各種の条件で実施したときの700°Cから300°Cの平均冷却速度は、氷水への水冷が70°C/秒、10°Cの水冷が50°C/秒、60°Cの湯水冷が35°C/秒、強制空冷Aが6.0°C/秒、強制空冷Bが2.5°C/秒、強制空冷Cが1.2°C/秒、炉冷却の条件Dが0.15°C/秒、炉冷却の条件Eが0.02°C/秒であった。試験2:試料L、M、Nが他材とろう付けされた後のろう付け部の引張強度を測定するために次のろう付けを行った。他材として外径25mmの銅棒を準備し、銅棒の端面の中央に切削により内径18mm、深さ50mmの穴をあけ、各試料L、M、Nを穴に挿入し、試料と銅棒にフラックスを付け、銅棒の予熱も含めバーナーにて加熱することでフラックスを溶融し、ろう材をぬれ易くする。その直後、Cu-7PB-CuP2のりん銅ろうを用い、約800°Cの温度にろう材、試料および銅棒を加熱することによりりん銅ろうを溶融し、接合部にりん銅ろうが完全に溶着したのを確認してろう付けを終了した。その直後に、試験1と同様の方法で冷却した。試料L、M、Nの試験1又は試験2の後に、脱亜鉛腐蝕性、耐エロージョンコロージョン性、引張強度、耐力、伸び、衝撃強さの評価を次のようにして行った。脱亜鉛腐蝕性は、ISO6509に準じて下記のように行った。実験1の方法によって作られた試験材から切り出された試料を、試料Lについては暴露試料表面が当該押出材の押出し方向に対して直角となるようにしてフェノール樹脂材に埋込み、試料M及び資料Nについては暴露試料表面が当該熱間鍛造材、又は鋳物の長手方向に対して直角となるようにしてフェノール樹脂材に埋込み、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。その後、各試料を、1.0の塩化第2銅2水和塩CuCl22H2Oの水溶液12.7g/L中に浸漬し、75°C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最大脱亜鉛腐蝕深さを測定した。試料は暴露表面が押出し方向に対して直角を保つように、フェノール樹脂材に再び埋め込まれ、次に最も長い切断部が得られるように試料を切断した。続いて試料を研磨し、100倍から500倍の金属顕微鏡を用い、顕微鏡の視野10ヶ所にて、腐食深さを観察した。最も深い腐食ポイントが最大脱亜鉛腐食深さとして記録された。なお、ISO6509の試験を行ったとき、最大腐食深さが、200μm以下であれば、実用上の耐食性に関し、問題ないレベルとされており、特に優れた耐食性が求められる場合は、100μm以下、さらには、50μm以下が望まれている。耐エロージョンコロージョン性の評価を次のように行った。試験1の方法によって作られた試験材から切り出された試料を、耐エロージョンコロージョン性の評価に使用した。エロージョンコロージョンテストは、口径2mmのノズルを使用して、試料に40°Cの3食塩水を11m/秒の流速で当て、168時間経過した後に断面を観察し、最大の腐食深さを測定した。水道水供給用のバルブ等に使用される銅合金は、逆流やバルブの開閉によって生じる水流速度の突然の変化にさらされるため、通常の耐食性だけでなく、エロージョンコロージョンに対する耐性も必要である。引張試験によって引張強度、耐力、伸びを測定した。引張試験の試験片の形状は、JISZ2201の標点距離が、試験片平行部の断面積の平方根×5.65の14A試験片で実施した。試験2によって銅棒と試料とをろう付けにより接合した試料については、ろう付けされた銅棒と試料をつかみそのまま引張試験した。伸びは未測定であるが、破断荷重を破断部の断面積で除し、引張強さを求めた。このろう付けされた銅棒と試料の引張試験では、試験片は全てろう付け部から10mm以上離れた試料側で破断した。金属組織は、試料の横断面を研鏡し、過酸化水素とアンモニア水の混合液でエッチングし、α相、κ相、β相、γ相、μ相の面積率を画像解析により測定した。すなわち、200倍または、500倍の光学顕微鏡組織を画像処理ソフトWinROOFで2値化することにより、各相の面積率を求めた。面積率の測定は3視野で行い、その平均値を各相の相比率とした。相の同定が困難な場合は、FESEMEBSP法によって、相を特定し、各相の面積率を求めた。FE-SEMは日本電子株式会社製JSM-7000F、解析には株式会社TSLソリューションズ製OIM-Ver.5.1を使用し、解析倍率500倍と2000倍の相マップPhaseマップから求めた。衝撃試験は、試験1のソルトバスで熱処理した試料から衝撃試験片JISZ2242に準じたVノッチ試験片を採取し、シャルピー衝撃試験を行い、衝撃強さを測定した。被削性の評価は、旋盤を用いた切削試験で評価し、次の方法で行われた。直径17mmの押出し試料、熱間鍛造試料又は鋳造試料を乾式下にて、ポイントノーズストレート工具、特にチップブレーカーの付いていないタングステンカーバイド工具の付いた旋盤を用い、すくい角-6度、ノーズ半径0.4mm、切削速度100m/min、切削深さ1.0mm、送り速度0.11mm/revにてその円周上を切削した。工具に取り付けられた3部分から成る動力計から発せられるシグナルが、電気的電圧シグナルに変換され、レコーダーに記録された。次にこれらのシグナルは切削抵抗Nに変換された。従って、当該合金の被削性は切削抵抗、特に切削の際に最も高い値を示す主分力を測定することにより評価した。上記の各試験の結果を表2乃至表11に示す。各表は、表2と表3、表4と表5、表6と表7、表8と表9、表10と表11、表12と表13とが組になって各試験の結果を表している。被削性については、試験1の加熱前の状態で評価したので、各合金の試料L、M、N毎に結果を記載している。表中の冷却速度の欄の1~8の数字は、1が氷水への水冷70°C/秒、2が10°Cの水冷50°C/秒、3が60°Cの湯水冷35°C/秒、4が強制空冷A6.0°C/秒、5が強制空冷B2.5°C/秒、6が強制空冷C1.2°C/秒、7が炉冷却の条件D0.15°C/秒、8が炉冷却の条件E0.02°C/秒を表す。図1a,b,cは、それぞれ試験No.A11L2、A21L7、A26L4の試験1後の金属組織を示し、図1cは、試験No.A11L6の試験2後のろう付け部分の金属組織を示す。試験の結果、下記のことが分かった。第1発明合金乃至第4発明合金において、試料L押出材、M熱間鍛造材、N鋳造材ともろう付け後の冷却速度が0.15~50°C/秒の各試料は、金属組織における各相の面積率が、30≦α≦84、15≦κ≦65、ακ≧92、0.2≦κ/α≦2であり、β≦3、μ≦5、βμ≦6、0≦γ≦7、0≦βμγ≦8の関係を満足した。また、各試料は、引張強さが400N/mm2以上で、耐力で150N/mm2以上であり高い耐圧性を示した。また、各試料は、脱亜鉛腐蝕性、耐エロージョンコロージョン性が良好であり、優れた耐食性を示した合金No.A11、A21~A26、A31~A34、A41~45における冷却速度2~7等の各試験結果を参照。第2発明合金は、第1発明合金に較べて、耐エロージョンコロージョン性が良好であり、耐食性が良かった合金No.A11、A21~26における冷却速度2~7等の各試験結果を参照。第3発明合金は、少量のPb、Biの含有でありながら、2.2massBi合金No.111を含有する鋳物や、1.7massPb合金No.115を含有する押出棒材とほぼ同等の被削性が得られた。但し、本願組成範囲の式から外れると、少量のPbの含有では、良好な被削性が得られない。第4発明合金は、第1発明合金に較べて、引張強さ及び耐力が高く、強度が高かった合金No.A11、A41~45における冷却速度2~7等の各試験結果を参照。冷却速度の影響について説明する。発明合金において、冷却速度が、最も速い70°C/秒ではβ相が残留し、引張強さ及び耐力が高いので耐圧性は十分満足するレベルにあるが、伸び、衝撃強さが低くて、延性、靱性に乏しかった。また、脱亜鉛腐蝕性、耐エロージョンコロージョン性が低く耐食性が悪かった。しかしながら、冷却速度が、50°C/秒になると、β相の残留は大幅に減少し、伸び、衝撃強さ、脱亜鉛腐蝕性、耐エロージョンコロージョン性が大幅に改善され、35°C/秒になると全く問題ない試験No.A11L1、A11L2、A11L3等の各試験結果を参照。発明合金において、冷却速度が遅い0.02°C/秒では、μ相の面積率が増した。μ相の面積率が増すと、β相の面積率が増す場合と同様に、引張強さ及び耐力が高くなり、耐圧性は十分満足するレベルにあるが、伸び、衝撃値が低く、延性、靱性に乏しい。また、脱亜鉛腐蝕性、耐エロージョンコロージョン性が低く耐食性が悪かった。しかしながら、冷却速度が、0.15°C/秒になると、μ相の生成は大幅に減少し、伸び、衝撃強さ、脱亜鉛腐蝕性、耐エロージョンコロージョン性が大幅に改善され、1.0°C/秒になると全く問題ない試験No.A11L8、A11L7、A11L6等の各試験結果を参照。一方、金属組織において、ακ≧94、0.3≦κ/α≦1.5であると、引張強さ及び耐力と伸び、衝撃値、延性、靱性のバランスが更によくなり、脱亜鉛腐蝕性、耐エロージョンコロージョン性がよくなる結果となり、さらに、ακ≧95、0.5≦κ/α≦1.2では、一層、良好な結果が得られた。また、βμ≦3、0≦γ≦5、0≦βμγ≦5.5の関係を満たすと、引張強さ、伸び、衝撃値、延性、靱性、脱亜鉛腐蝕性、耐エロージョンコロージョン性がさらに良くなり、βμ≦0.5、0.05≦γ≦3、0.05≦βμγ≦3であるとこれらの特性が一層よくなった。逆に、発明合金の組成範囲内であっても、ακ<92であると伸び、衝撃値、延性、靱性が悪く、耐力は高いが、延性が低いために引張強さは低い。κ/α<0.2であると引張強さ及び耐力が低く、κ/α>2であると、伸び、衝撃値、延性、靱性が悪い。また、耐力は高いが、延性が低いために引張強さは低い。βμ>6、γ>7、或いはβμγ>8であると、伸び、衝撃値、延性、靱性、脱亜鉛腐蝕性、耐エロージョンコロージョン性が悪い。また、耐力は高いが、延性が低いために引張強さは低い。Kの値が62.0~67.5の範囲中でも63.0~66.5の間にあると、引張強さ、耐力、伸び、衝撃強さ、脱亜鉛腐蝕性、耐エロージョンコロージョン性が更に良くなる合金No.A21,A22,A23,A26とA24,A25等の各試験結果を参照。Sb、P、Asを含まない合金の耐脱亜鉛腐食性は、金属組織の相に関わる関係式を満足すれば、実用上問題の無いレベルにあるが、より高度な耐脱亜鉛腐食性が必要な場合は、Sb、P、Asの含有が必要である。Snを0.3mass以上、Alを0.45mass以上含有すると、耐エロージョンコロージョン性がさらによくなり、Sb、P、Asの含有と相まって、さらに、優れた耐脱亜鉛腐食性、耐エロージョンコロージョン性を有する。ただし、Sn、Alの含有により、γ相が多く析出するので、K値、または、Cu濃度を本願範囲内でやや高めに設定するとよい合金No.A26,A27,A28,A33,A34,A45等の各試験結果を参照。Si濃度が発明合金の範囲の上限値である4.0massよりも多いと、延性、耐食性が悪い合金No.101等の各試験結果を参照。Si濃度が発明合金の範囲の下限値である2.5massよりも少ないと、耐力、引張強さが低く、耐食性が悪い合金No.102等の各試験結果を参照。Feを不純物として、0.26mass含有しても、鑞付け後の金属組織、諸特性に大きな変化がないことを確認した合金No.A29等の各試験結果を参照。Cu、Si濃度が発明合金の範囲であっても、Kの値が62.0~67.5の範囲の上限値よりも高いと、冷却速度を変えても、耐力、引張強さが低い合金No.103等の各試験結果を参照。Cu、Si濃度が発明合金の範囲であっても、Kの値が62.0~67.5の範囲の下限値よりも低いと、冷却速度を変えても、延性、靱性、耐食性が悪い。合金No.104、105等の各試験結果を参照。試験1のソルトバスの実験による引張強さと、試験2のろう付け試験による引張強さとは概ね同じ値を示した。従って、試験1のソルトバスの実験によって、良好な結果を示した本発明合金は、800°Cのろう付け温度に加熱しても、高い耐力、引張強さを有し、ろう付け後に特別な熱処理を施さなくとも、延性、靱性、耐食性にも優れると判断される。尚、本発明は、上記実施形態の構成に限られず、発明の趣旨を変更しない範囲で種々の変形が可能である。本出願は、日本国特許出願2010-238311に基づいて優先権主張を行なう。その出願の内容の全体が参照によって、この出願に組み込まれる。"