JP6391204B2 - 快削性銅合金加工材、及び、快削性銅合金加工材の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、優れた耐食性、優れた衝撃特性、高い強度、高温強度を備えるとともに、鉛の含有量を大幅に減少させた快削性銅合金加工材、及び、快削性銅合金加工材の製造方法に関する。特に、給水栓、バルブ、継手などの人や動物が毎日摂取する飲料水に使用される器具、さらには、様々な厳しい環境で使用されるバルブ、継手、弁などの電気・自動車・機械・工業用配管に用いられる快削性銅合金加工材、及び、快削性銅合金加工材の製造方法に関連している。
本願は、２０１６年８月１５日に、日本に出願された特願２０１６−１５９２３８号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。

従来から、飲料水の器具類を始め、バルブ、継手など電気・自動車・機械・工業用配管に使用されている銅合金として、５６〜６５ｍａｓｓ％のＣｕと、１〜４ｍａｓｓ％のＰｂを含有し、残部がＺｎとされたＣｕ−Ｚｎ−Ｐｂ合金（いわゆる快削黄銅）、あるいは、８０〜８８ｍａｓｓ％のＣｕと、２〜８ｍａｓｓ％のＳｎ、２〜８ｍａｓｓ％のＰｂを含有し、残部がＺｎとされたＣｕ−Ｓｎ−Ｚｎ−Ｐｂ合金（いわゆる青銅：ガンメタル）が一般的に使用されていた。
しかしながら、近年では、Ｐｂの人体や環境に与える影響が懸念されるようになり、各国でＰｂに関する規制の動きが活発化している。例えば、米国カリフォルニア州では、２０１０年 １月より、また、全米においては、２０１４年１月より、飲料水器具等に含まれるＰｂ含有量を０．２５ｍａｓｓ％以下とする規制が発効されている。また、飲料水類へ浸出するＰｂの浸出量についても、将来、５ｍａｓｓｐｐｍ程度までの規制がなされるであろうと言われている。米国以外の国においても、その規制の動きは急速であり、Ｐｂ含有量の規制に対応した銅合金材料の開発が求められている。

また、その他の産業分野、自動車、機械や電気・電子機器の分野においても、例えば、欧州のＥＬＶ規制、ＲｏＨＳ規制では、快削性銅合金のＰｂ含有量が例外的に４ｍａｓｓ％まで認められているが、飲料水の分野と同様、例外の撤廃を含め、Ｐｂ含有量の規制強化が活発に議論されている。

このような快削性銅合金のＰｂ規制強化の動向の中、Ｐｂの代わりに被削性機能を有するＢｉ及びＳｅを含有する銅合金、あるいは、ＣｕとＺｎの合金においてβ相を増やして被削性の向上を図った高濃度のＺｎを含有する銅合金などが提唱されている。
例えば、特許文献１においては、Ｐｂの代わりにＢｉを含有させるだけでは耐食性が不十分であるとし、β相を減少させてβ相を孤立させるために、熱間押出後の熱間押出棒を１８０℃になるまで徐冷し、さらには、熱処理を施すことを提案している。
また、特許文献２においては、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｂｉ合金に、Ｓｎを０．７〜２．５ｍａｓｓ％添加してＣｕ−Ｚｎ−Ｓｎ合金のγ相を析出させることにより、耐食性の改善を図っている。

しかしながら、特許文献１に示すように、Ｐｂの代わりにＢｉを含有させた合金は、耐食性に問題がある。そして、Ｂｉは、Ｐｂと同様に人体に有害であるおそれがあること、希少金属であるので資源上の問題があること、銅合金材料を脆くする問題などを含め、多くの問題を有している。さらに、特許文献１、２で提案されているように、熱間押出後の徐冷、或いは熱処理により、β相を孤立させて耐食性を高めたとしても、到底、厳しい環境下での耐食性の改善には繋がらない。
また、特許文献２に示すように、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｎ合金のγ相を析出させたとしても、このγ相は、元来、α相に比べ耐食性に乏しく、到底、厳しい環境下での耐食性の改善には繋がらない。また、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｎ合金では、Ｓｎを含有させたγ相は、被削性機能を持つＢｉを共に添加することを必要としているように、被削性機能に劣る。

一方、高濃度のＺｎを含有する銅合金については、β相は、Ｐｂに比べ被削性の機能が劣るので、到底、Ｐｂを含有する快削性銅合金の代替にはなりえないばかりか、β相を多く含むので、耐食性、特に耐脱亜鉛腐食性、耐応力腐食割れ性がすこぶる悪い。また、これら銅合金は、高温（例えば１５０℃）での強度が低いため、例えば、炎天下でかつエンジンルームに近い高温下で使用される自動車部品や、高温・高圧下で使用される配管などにおいては、薄肉、軽量化に応えられない。

さらに、Ｂｉは銅合金を脆くし、β相を多く含むと延性が低下するので、Ｂｉを含有する銅合金、または、β相を多く含む銅合金は、自動車、機械、電気用部品として、また、バルブを始めとする飲料水器具材料としては、不適切である。なお、Ｃｕ−Ｚｎ合金にＳｎを含有させたγ相を含む黄銅についても、応力腐食割れを改善できず、高温での強度が低く、衝撃特性が悪いため、これらの用途での使用は不適切である。

他方、快削性銅合金として、Ｐｂの代わりにＳｉを含有したＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金が、例えば特許文献３〜９に提案されている。
特許文献３，４においては、主としてγ相の優れた被削性機能を有することにより、Ｐｂを含有させずに、又は、少量のＰｂの含有で、優れた切削性を実現させたものである。Ｓｎは、０．３ｍａｓｓ％以上の含有により、被削性機能を有するγ相の形成を増大、促進させ、被削性を改善させる。また、特許文献３，４においては、多くのγ相の形成により、耐食性の向上を図っている。

また、特許文献５においては、０．０２ｍａｓｓ％以下の極少量のＰｂを含有させ、主としてγ相、κ相の合計含有面積を規定することにより、優れた快削性を得るものとしている。ここで、Ｓｎは、γ相の形成及び増大化に働き、耐エロージョンコロージョン性を改善させるとしている。
さらに、特許文献６，７においては、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金の鋳物製品が提案されており、鋳物の結晶粒の微細化を図るために、Ｐの存在の下でＺｒを極微量含有させており、Ｐ／Ｚｒの比率等が重要としている。

また、特許文献８には、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金にＦｅを含有させた銅合金が提案されている。
さらに、特許文献９には、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金にＳｎ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｍｎを含有させた銅合金が提案されている。

ここで、上述のＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金においては、特許文献１０及び非特許文献１に記載されているように、Ｃｕ濃度が６０ｍａｓｓ％以上、Ｚｎ濃度が３０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ濃度が１０ｍａｓｓ％以下の組成に絞っても、マトリックスα相の他に、β相、γ相、δ相、ε相、ζ相、η相、κ相、μ相、χ相の１０種類の金属相、場合によっては、α’、β’、γ’を含めると１３種類の金属相が存在することが知られている。さらに、添加元素が増えると、金属組織はより複雑になることや、新たな相や金属間化合物が出現する可能性があること、また、平衡状態図から得られる合金と実生産されている合金では、存在する金属相の構成に大きなずれが生じることが経験上よく知られている。さらに、これらの相の組成は、銅合金のＣｕ、Ｚｎ、Ｓｉ等の濃度、および、加工熱履歴によっても、変化することがよく知られている。

ところで、γ相は優れた被削性能を有するが、Ｓｉ濃度が高く、硬くて脆いため、γ相を多く含むと、厳しい環境下での耐食性、衝撃特性、高温強度等に問題を生じる。このため、多量のγ相を含むＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金についても、Ｂｉを含有する銅合金やβ相を多く含む銅合金と同様に、その使用に制約を受ける。

なお、特許文献３〜７に記載されているＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金は、ＩＳＯ−６５０９に基づく脱亜鉛腐食試験では、比較的良好な結果を示す。しかしながら、ＩＳＯ−６５０９に基づく脱亜鉛腐食試験では、一般的な水質での耐脱亜鉛腐食性の良否を判定するために、実際の水質とは全く異なる塩化第二銅の試薬を用い、２４時間という短時間で評価しているに過ぎない。すなわち、実環境と異なった試薬を用い、短時間で評価しているため、厳しい環境下での耐食性を十分に評価できていない。

また、特許文献８においては、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金にＦｅを含有させることを提案している。ところが、ＦｅとＳｉは、γ相より硬く脆いＦｅ−Ｓｉの金属間化合物を形成する。この金属間化合物は、切削加工時には切削工具の寿命を短くし、研磨時にはハードスポットが形成され外観上の不具合が生じるなど問題がある。また、添加元素であるＳｉを金属間化合物として消費することから、合金の性能を低下させてしまう。

さらに、特許文献９においては、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金に、ＳｎとＦｅ、Ｃｏ、Ｍｎを添加しているが、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｍｎは、いずれもＳｉと化合して硬くて脆い金属間化合物を生成する。このため、特許文献８と同様に、切削や研磨時に問題を生じさせる。さらに、特許文献９によれば、Ｓｎ，Ｍｎを含有させることによりβ相を形成させているが、β相は、深刻な脱亜鉛腐食を生じさせ、応力腐食割れの感受性を高める。

特開２００８−２１４７６０号公報 国際公開第２００８／０８１９４７号 特開２０００−１１９７７５号公報 特開２０００−１１９７７４号公報 国際公開第２００７／０３４５７１号 国際公開第２００６／０１６４４２号 国際公開第２００６／０１６６２４号 特表２０１６−５１１７９２号公報 特開２００４−２６３３０１号公報 米国特許第４，０５５，４４５号明細書

美馬源次郎、長谷川正治：伸銅技術研究会誌，２（１９６３），Ｐ．６２〜７７

本発明は、斯かる従来技術の問題を解決するためになされたものであり、厳しい環境下での耐食性、衝撃特性、高温強度に優れた快削性銅合金加工材、及び、快削性銅合金加工材の製造方法を提供することを課題とする。なお、本明細書において、特に断りのない限り、耐食性とは、耐脱亜鉛腐食性、耐応力腐食割れ性の両方を指す。

このような課題を解決して、前記目的を達成するために、本発明の第１の態様である快削性銅合金加工材は、
冷間加工及び熱間加工のいずれか一方又は両方が施されてなる快削性銅合金加工材であって、
７７．０ｍａｓｓ％超え８１．０ｍａｓｓ％未満のＣｕと、３．４ｍａｓｓ％超え４．１ｍａｓｓ％未満のＳｉと、０．０８ｍａｓｓ％以上０．２８ｍａｓｓ％以下のＳｎと、０．０６ｍａｓｓ％以上０．１４ｍａｓｓ％以下のＰと、０．０２ｍａｓｓ％超え０．２５ｍａｓｓ％未満のＰｂと、を含み、残部がＺｎ及び不可避不純物からなり、
前記不可避不純物であるＦｅ，Ｍｎ，Ｃｏ，及びＣｒの合計量は、０．０８ｍａｓｓ％未満であり、
Ｃｕの含有量を［Ｃｕ］ｍａｓｓ％、Ｓｉの含有量を［Ｓｉ］ｍａｓｓ％、Ｓｎの含有量を［Ｓｎ］ｍａｓｓ％、Ｐの含有量を［Ｐ］ｍａｓｓ％、Ｐｂの含有量を［Ｐｂ］ｍａｓｓ％とした場合に、
１．０≦ｆ０＝１００×［Ｓｎ］／（［Ｃｕ］＋［Ｓｉ］＋０．５×［Ｐｂ］＋０．５×［Ｐ］−７５．５）≦３．７、
７８．５≦ｆ１＝［Ｃｕ］＋０．８×［Ｓｉ］−８．５×［Ｓｎ］＋［Ｐ］＋０．５×［Ｐｂ］≦８３．０、
６１．８≦ｆ２＝［Ｃｕ］−４．２×［Ｓｉ］−０．５×［Ｓｎ］−２×［Ｐ］≦６３．７、
の関係を有するとともに、
金属組織の構成相において、α相の面積率を（α）％、β相の面積率を（β）％、γ相の面積率を（γ）％、κ相の面積率を（κ）％、μ相の面積率を（μ）％とした場合に、
３６≦（κ）≦７２、
０≦（γ）≦２．０、
０≦（β）≦０．１、
０≦（μ）≦２．０、
９６．５≦ｆ３＝（α）＋（κ）、
９９．４≦ｆ４＝（α）＋（κ）＋（γ）＋（μ）、
０≦ｆ５＝（γ）＋（μ）≦３．０、
３８≦ｆ６＝（κ）＋６×（γ）^１／２＋０．５×（μ）≦８０、
の関係を有するとともに、
γ相の長辺の長さが４０μｍ以下であり、μ相の長辺の長さが１５μｍ以下であることを特徴とする。

本発明の第２の態様である快削性銅合金加工材は、本発明の第１の態様の快削性銅合金加工材において、さらに、０．０２ｍａｓｓ％超え０．０８ｍａｓｓ％未満のＳｂ、０．０２ｍａｓｓ％超え０．０８ｍａｓｓ％未満のＡｓ、０．０２ｍａｓｓ％超え０．３０ｍａｓｓ％未満のＢｉから選択される１又は２以上を含有することを特徴とする。

本発明の第３態様である快削性銅合金加工材は、冷間加工及び熱間加工のいずれか一方又は両方が施されてなる快削性銅合金加工材であって、
７７．５ｍａｓｓ％以上８０．０ｍａｓｓ％以下のＣｕと、３．４５ｍａｓｓ％以上３．９５ｍａｓｓ％以下のＳｉと、０．０８ｍａｓｓ％以上０．２５ｍａｓｓ％以下のＳｎと、０．０６ｍａｓｓ％以上０．１３ｍａｓｓ％以下のＰと、０．０２２ｍａｓｓ％以上０．２０ｍａｓｓ％以下のＰｂと、を含み、残部がＺｎ及び不可避不純物からなり、
前記不可避不純物であるＦｅ，Ｍｎ，Ｃｏ，及びＣｒの合計量は、０．０８ｍａｓｓ％未満であり、
Ｃｕの含有量を［Ｃｕ］ｍａｓｓ％、Ｓｉの含有量を［Ｓｉ］ｍａｓｓ％、Ｓｎの含有量を［Ｓｎ］ｍａｓｓ％、Ｐの含有量を［Ｐ］ｍａｓｓ％、Ｐｂの含有量を［Ｐｂ］ｍａｓｓ％とした場合に、
１．１≦ｆ０＝１００×［Ｓｎ］／（［Ｃｕ］＋［Ｓｉ］＋０．５×［Ｐｂ］＋０．５×［Ｐ］−７５．５）≦３．４、
７８．８≦ｆ１＝［Ｃｕ］＋０．８×［Ｓｉ］−８．５×［Ｓｎ］＋［Ｐ］＋０．５×［Ｐｂ］≦８１．７、
６２．０≦ｆ２＝［Ｃｕ］−４．２×［Ｓｉ］−０．５×［Ｓｎ］−２×［Ｐ］≦６３．５、
の関係を有するとともに、
金属組織の構成相において、α相の面積率を（α）％、β相の面積率を（β）％、γ相の面積率を（γ）％、κ相の面積率を（κ）％、μ相の面積率を（μ）％とした場合に、
４０≦（κ）≦６７、
０≦（γ）≦１．５、
０≦（β）≦０．１、
０≦（μ）≦１．０、
９７．５≦ｆ３＝（α）＋（κ）、
９９．６≦ｆ４＝（α）＋（κ）＋（γ）＋（μ）
０≦ｆ５＝（γ）＋（μ）≦２．０、
４２≦ｆ６＝（κ）＋６×（γ）^１／２＋０．５×（μ）≦７２、
の関係を有するとともに、
γ相の長辺の長さが４０μｍ以下であり、μ相の長辺の長さが１５μｍ以下であることを特徴とする。

本発明の第４の態様である快削性銅合金加工材は、本発明の第３の態様の快削性銅合金加工材において、さらに、０．０２ｍａｓｓ％超え０．０７ｍａｓｓ％未満のＳｂ、０．０２ｍａｓｓ％超え０．０７ｍａｓｓ％未満のＡｓ、０．０２ｍａｓｓ％超え０．２０ｍａｓｓ％未満のＢｉから選択される１又は２以上を含有することを特徴とする。

本発明の第５の態様である快削性銅合金加工材は、本発明の第１〜４の態様のいずれかの快削性銅合金加工材において、κ相に含有されるＳｎの量が０．０８ｍａｓｓ％以上０．４５ｍａｓｓ％以下であり、κ相に含有されるＰの量が０．０７ｍａｓｓ％以上０．２２ｍａｓｓ％以下であることを特徴とする。

本発明の第６の態様である快削性銅合金加工材は、本発明の第１〜５の態様のいずれかの快削性銅合金加工材において、シャルピー衝撃試験値が１２Ｊ／ｃｍ^２以上、引張強さが５６０Ｎ／ｍｍ^２以上であり、かつ室温での０．２％耐力に相当する荷重を負荷した状態で１５０℃で１００時間保持した後のクリープひずみが０．４％以下であることを特徴とする。なお、シャルピー衝撃試験値は、Ｕノッチ形状の試験片での値である。

本発明の第７の態様である快削性銅合金加工材は、本発明の第１〜６の態様のいずれかの快削性銅合金加工材において、水道用器具、工業用配管部材及び液体と接触する器具に用いられることを特徴とする。

本発明の第８の態様である快削性銅合金の製造方法は、本発明の第１〜７の態様のいずれかの快削性銅合金の製造方法であって、熱間加工工程を含み、熱間加工される時の材料温度が、６００℃以上、７４０℃以下であり、４７０℃から３８０℃までの温度領域での平均冷却速度が２．５℃／分以上、５００℃／分以下となるように冷却を行うことを特徴とする。

本発明の第９の態様である快削性銅合金加工材の製造方法は、本発明の第１〜７の態様のいずれかの快削性銅合金加工材の製造方法であって、
冷間加工工程及び熱間加工工程のいずれか一方または両方と、前記冷間加工工程又は前記熱間加工工程の後に実施する低温焼鈍工程と、を有し、
前記低温焼鈍工程においては、材料温度を２４０℃以上３５０℃以下の範囲とし、加熱時間を１０分以上３００分以下の範囲とし、材料温度をＴ℃、加熱時間をｔ分としたとき、１５０≦（Ｔ−２２０）×（ｔ）^１／２≦１２００の条件とすることを特徴とする。

本発明の態様によれば、被削性機能に優れるが耐食性、衝撃特性、高温強度に劣るγ相を極力少なくし、かつ、被削性に有効なμ相も限りなく少なくした金属組織を規定するとともに、この金属組織を得るための組成、製造方法を規定している。このため、本発明の態様により、厳しい環境下での耐食性、高い引張強さを備え、高温強度に優れた快削性銅合金加工材、及び、快削性銅合金加工材の製造方法を提供することができる。

実施例１における快削性銅合金の組織観察写真である。 （ａ）は、実施例２における試験Ｎｏ．Ｔ６０１の８年間過酷な水環境下で使用された後の断面の金属顕微鏡写真であり、（ｂ）は、試験Ｎｏ．Ｔ６０２の脱亜鉛腐食試験１の後の断面の金属顕微鏡写真であり、（ｃ）は、試験Ｎｏ．Ｔ０１の脱亜鉛腐食試験１の後の断面の金属顕微鏡写真である。

以下に、本発明の実施形態に係る快削性銅合金及び快削性銅合金の製造方法について説明する。
本実施形態である快削性銅合金は、給水栓、バルブ、継手などの人や動物が毎日摂取する飲料水に使用される器具、バルブ、継手などの電気・自動車・機械・工業用配管部材、液体と接触する器具、部品として用いられるものである。

ここで、本明細書では、［Ｚｎ］のように括弧の付いた元素記号は当該元素の含有量（ｍａｓｓ％）を示すものとする。
そして、本実施形態では、この含有量の表示方法を用いて、以下のように、複数の組成関係式を規定している。
組成関係式ｆ０＝１００×［Ｓｎ］／（［Ｃｕ］＋［Ｓｉ］＋０．５×［Ｐｂ］＋０．５×［Ｐ］−７５．５）
組成関係式ｆ１＝［Ｃｕ］＋０．８×［Ｓｉ］−８．５×［Ｓｎ］＋［Ｐ］＋０．５×［Ｐｂ］
組成関係式ｆ２＝［Ｃｕ］−４．２×［Ｓｉ］−０．５×［Ｓｎ］−２×［Ｐ］

さらに、本実施形態では、金属組織の構成相において、α相の面積率を（α）％、β相の面積率を（β）％、γ相の面積率を（γ）％、κ相の面積率を（κ）％、μ相の面積率を（μ）％で示すものとする。なお、金属組織の構成相は、α相、γ相、κ相などを指し、金属間化合物や、析出物、非金属介在物などは含まれない。また、α相内に存在するκ相は、α相の面積率に含める。すべての構成相の面積率の和は、１００％とする。
そして、本実施形態では、以下のように、複数の組織関係式を規定している。
組織関係式ｆ３＝（α）＋（κ）
組織関係式ｆ４＝（α）＋（κ）＋（γ）＋（μ）
組織関係式ｆ５＝（γ）＋（μ）
組織関係式ｆ６＝（κ）＋６×（γ）^１／２＋０．５×（μ）

本発明の第１の実施形態に係る快削性銅合金は、７７．０ｍａｓｓ％超え８１．０ｍａｓｓ％未満のＣｕと、３．４ｍａｓｓ％超え４．１ｍａｓｓ％未満のＳｉと、０．０７ｍａｓｓ％以上０．２８ｍａｓｓ％以下のＳｎと、０．０６ｍａｓｓ％以上０．１４ｍａｓｓ％以下のＰと、０．０２ｍａｓｓ％超え０．２５ｍａｓｓ％未満のＰｂと、を含み、残部がＺｎ及び不可避不純物からなる。組成関係式ｆ０が１．０≦ｆ０≦３．７の範囲内、組成関係式ｆ１が７８．５≦ｆ１≦８３．０の範囲内、組成関係式ｆ２が６１．８≦ｆ２≦６３．７の範囲内とされる。κ相の面積率が３６≦（κ）≦７２の範囲内、γ相の面積率が０≦（γ）≦２．０の範囲内、β相の面積率が０≦（β）≦０．５の範囲内、μ相の面積率が０≦（μ）≦２．０の範囲内とされる。組織関係式ｆ３がｆ３≧９６．５、組織関係式ｆ４がｆ４≧９９．４、組織関係式ｆ５が０≦ｆ５≦３．０の範囲内、組織関係式ｆ６が３８≦ｆ６≦８０の範囲内とされる。γ相の長辺の長さが５０μｍ以下であり、μ相の長辺の長さが２５μｍ以下とされている。

本発明の第２の実施形態に係る快削性銅合金は、７７．５ｍａｓｓ％以上８０．０ｍａｓｓ％以下のＣｕと、３．４５ｍａｓｓ％以上３．９５ｍａｓｓ％以下のＳｉと、０．０８ｍａｓｓ％以上０．２５ｍａｓｓ％以下のＳｎと、０．０６ｍａｓｓ％以上０．１３ｍａｓｓ％以下のＰと、０．０２２ｍａｓｓ％以上０．２０ｍａｓｓ％以下のＰｂと、を含み、残部がＺｎ及び不可避不純物からなる。組成関係式ｆ０が１．１≦ｆ０≦３．４の範囲内、組成関係式ｆ１が７８．８≦ｆ１≦８１．７の範囲内、組成関係式ｆ２が６２．０≦ｆ２≦６３．５の範囲内とされる。κ相の面積率が４０≦（κ）≦６７の範囲内、γ相の面積率が０≦（γ）≦１．５の範囲内、β相の面積率が０≦（β）≦０．５、μ相の面積率が０≦（μ）≦１．０の範囲内とされる。組織関係式ｆ３がｆ３≧９７．５、組織関係式ｆ４がｆ４≧９９．６、組織関係式ｆ５が０≦ｆ５≦２．０の範囲内、組織関係式ｆ６が４２≦ｆ６≦７２の範囲内とされる。γ相の長辺の長さが４０μｍ以下であり、μ相の長辺の長さが１５μｍ以下とされている。

また、本発明の第１の実施形態である快削性銅合金においては、さらに、０．０２ｍａｓｓ％超え０．０８ｍａｓｓ％未満のＳｂ、０．０２ｍａｓｓ％超え０．０８ｍａｓｓ％未満のＡｓ、０．０２ｍａｓｓ％超え０．３０ｍａｓｓ％未満のＢｉから選択される１又は２以上を含有していてもよい。

また、本発明の第２の実施形態である快削性銅合金においては、さらに、０．０２ｍａｓｓ％超え０．０７ｍａｓｓ％未満のＳｂ、０．０２ｍａｓｓ％超え０．０７ｍａｓｓ％未満のＡｓ、０．０２ｍａｓｓ％超え０．２０ｍａｓｓ％未満のＢｉから選択される１又は２以上を含有していてもよい。

さらに、本発明の第１、２の実施形態に係る快削性銅合金においては、κ相に含有されるＳｎの量が０．０８ｍａｓｓ％以上０．４５ｍａｓｓ％以下であり、かつκ相に含有されるＰの量が０．０７ｍａｓｓ％以上０．２２ｍａｓｓ％以下であることが好ましい。
また、本発明の第１、２の実施形態に係る快削性銅合金が熱間加工材であり、熱間加工材のシャルピー衝撃試験値が１２Ｊ／ｃｍ^２以上、引張強さが５６０Ｎ／ｍｍ^２以上であり、かつ、室温での０．２％耐力（０．２％耐力に相当する荷重）を負荷した状態で銅合金を１５０℃で１００時間保持した後のクリープひずみが０．４％以下であることが好ましい。

以下に、成分組成、組成関係式ｆ０，ｆ１，ｆ２、金属組織、組織関係式ｆ３，ｆ４，ｆ５、ｆ６、機械的特性を、上述のように規定した理由について説明する。

＜成分組成＞
（Ｃｕ）
Ｃｕは、本実施形態の合金の主要元素であり、本発明の課題を克服するためには、少なくとも７７．０ｍａｓｓ％超えた量のＣｕを含有する必要がある。Ｃｕ含有量が、７７．０ｍａｓｓ％以下の場合、Ｓｉ，Ｚｎ，Ｓｎの含有量にもよるが、γ相の占める割合が２％を超え、耐脱亜鉛腐食性、耐応力腐食割れ性、衝撃特性、高温強度が劣る。場合によっては、β相が出現することもある。よって、Ｃｕ含有量の下限は、７７．０ｍａｓｓ％超えであり、好ましくは７７．５ｍａｓｓ％以上、より好ましくは７７．８ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃｕ含有量が８１．０％以上の場合には、高価な銅を多量に使うのでコストアップになる。さらには上述の効果が飽和するばかりか、κ相の占める割合が多くなりすぎるおそれがある。またＣｕ濃度の高いμ相や、場合によってはζ相、χ相が析出し易くなる。その結果、金属組織の要件にもよるが、被削性、衝撃特性、熱間加工性が悪くなるおそれがあり、また却って、耐脱亜鉛腐食性が低下するおそれがある。従って、Ｃｕ含有量の上限は、８１．０ｍａｓｓ％未満であり、好ましくは８０．０ｍａｓｓ％以下であり、より好ましくは７９．５ｍａｓｓ％以下であり、さらに好ましくは７９．０ｍａｓｓ％以下、最適には７８．８ｍａｓｓ％以下である。

（Ｓｉ）
Ｓｉは、本実施形態の合金の多くの優れた特性を得るために必要な元素である。Ｓｉは、本実施形態の合金の被削性、耐食性、強度、高温強度を向上させる。被削性に関しては、α相の場合、Ｓｉを含有しても被削性の改善は、ほとんどない。しかし、Ｓｉの含有によって形成されるγ相、κ相、μ相、β相、或いは場合によってはζ相、χ相などのα相より硬質な相によって、多量のＰｂを含有しなくとも、優れた被削性を有することができる。しかしながら、これらの硬質な金属相であるγ相、κ相、μ相、β相、ζ相、χ相が多くなるに従って、衝撃特性の低下の問題、厳しい環境下での耐食性の低下の問題、及び高温、特に実用上高温で長期間使用に耐えうる高温クリープ特性に問題を生じる。このため、これらγ相、κ相、μ相、β相を適正な範囲に規定する必要がある。また、Ｓｉは、溶解、鋳造時、Ｚｎの蒸発を大幅に抑制する効果があり、Ｓｉ含有量を増すに従って比重を小さくできる。

これらの金属組織の問題を解決し、諸特性をすべて満たすためには、Ｃｕ、Ｚｎ，Ｓｎ等の含有量にもよるが、Ｓｉは３．４ｍａｓｓ％を超えて含有する必要がある。Ｓｉ含有量の下限は、好ましくは３．４５ｍａｓｓ％以上であり、より好ましくは３．５ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは３．５５ｍａｓｓ％以上である。一見、Ｓｉ濃度の高いγ相や、μ相の占める割合を少なくするためには、Ｓｉ含有量を低くすべきであると考えられる。しかし、他の元素との配合割合を鋭意研究した結果、上述のようにＳｉ含有量の下限を規定する必要がある。また、Ｓｉを３．４ｍａｓｓ％超えて含有することで、γ相の占める割合を少なくし、γ相が分断されてγ相の長辺が短くなり、諸特性への影響を軽微なものとすることができる。
一方、Ｓｉ含有量が多すぎると、κ相が過剰に多くなり、β相が出現する。さらに場合によっては、Ｓｉ濃度の高いδ相、ε相、η相、γ相、μ相、ζ相、χ相が出現し、耐食性、延性、衝撃特性が悪くなる。このため、Ｓｉ含有量の上限は４．１ｍａｓｓ％未満であり、好ましくは３．９５ｍａｓｓ％以下であり、より好ましくは３．９ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは３．８７ｍａｓｓ％以下である。

（Ｚｎ）
Ｚｎは、Ｃｕ，Ｓｉとともに本実施形態の合金の主要構成元素であり、被削性、耐食性、強度、鋳造性を高めるために必要な元素である。なお、Ｚｎは残部としているが、強いて記載すれば、Ｚｎ含有量の上限は１９．５ｍａｓｓ％未満であり、好ましくは１９ｍａｓｓ％未満、さらに好ましくは１８．５ｍａｓｓ％以下である。一方、Ｚｎ含有量の下限は、１５．０ｍａｓｓ％超えであり、好ましくは１６．０ｍａｓｓ％以上である。

（Ｓｎ）
Ｓｎは、特に厳しい環境下での耐脱亜鉛腐食性を大幅に向上させ、耐応力腐食割れ性を向上させる。複数の金属相（構成相）からなる銅合金では、各金属相の耐食性には優劣があり、最終的にα相とκ相の２相となっても、耐食性に劣る相から腐食が開始し、腐食が進行する。Ｓｎは、最も耐食性に優れるα相の耐食性を高めると同時に、２番目に耐食性に優れるκ相の耐食性も同時に改善する。Ｓｎは、α相に配分される量よりもκ相に配分される量が約１．５倍ある。すなわちκ相に配分されるＳｎ量は、α相に配分されるＳｎ量の約１．５倍である。Ｓｎ量が多い分、κ相の耐食性はより向上する。Ｓｎの含有量の増加によりα相とκ相の耐食性の優劣はほとんどなくなり、あるいは、少なくともα相とκ相の耐食性の差が小さくなり、合金としての耐食性は、大きく向上する。

しかしながら、Ｓｎの含有は、γ相の形成を促進する。γ相は、優れた被削性能を有するが、合金の耐食性、延性、衝撃特性、高温強度を悪くする。Ｓｎは、α相に比して約１５倍、γ相に配分される。すなわちγ相に配分されるＳｎ量は、α相に配分されるＳｎ量の約１５倍である。Ｓｎを含むγ相は、Ｓｎを含まないγ相に比べ、耐食性は少し改善される程度で、不十分である。このように、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金へのＳｎの含有は、κ相、α相の耐食性を高めるにも関わらず、γ相の形成を促進する。また、Ｓｎはγ相に多く配分される。このため、Ｃｕ、Ｓｉ、Ｐ、Ｐｂの必須元素をより厳格で、適正な配合比率とし、かつ適正な金属組織の状態にしなければ、Ｓｎの含有は、κ相、α相の耐食性を僅かに高めるに留まり、却ってγ相の増大により、合金の耐食性、延性、衝撃特性、高温特性の低下を招く。すなわち、Ｓｎの含有は、γ相の生成を促進し、かつγ相に多くのＳｎが配分される。その結果、κ相へのＳｎの配分は限られると考えられるが、γ相の生成を抑制するための必須元素を適正な配合割合とし、そして適正な金属組織状態とすることにより、耐脱亜鉛腐食性、耐応力腐食割れ性、衝撃特性、高温特性を向上させる。なお、Ｓｎの含有は、μ相の析出を抑制する作用がある。
また、κ相がＳｎを含有することは、κ相の被削性を向上させる。その効果は、Ｐと共にＳｎを含有することによって増す。

後述する関係式を含め、金属組織制御により、諸特性に優れた銅合金を作り上げることが可能となる。このような効果を発揮させるためには、Ｓｎの含有量の下限を０．０７ｍａｓｓ％以上とする必要があり、好ましくは０．０８ｍａｓｓ％以上、より好ましくは０．１０ｍａｓｓ％以上、または０．１０ｍａｓｓ％超えである。
一方、Ｓｎ含有量が０．２８ｍａｓｓ％を超えると、γ相の占める割合が多くなるため、Ｓｎ含有量の上限は０．２８ｍａｓｓ％以下であり、好ましくは０．２５ｍａｓｓ％以下である。

（Ｐｂ）
Ｐｂの含有は、銅合金の被削性を向上させる。Ｐｂは約０．００３ｍａｓｓ％がマトリックスに固溶し、それを超えたＰｂは直径１μｍ程度のＰｂ粒子として存在する。Ｐｂは、微量であっても被削性に効果があり、特に０．０２ｍａｓｓ％超えで顕著な効果を発揮し始める。本実施形態の合金では、被削性能に優れるγ相を２．０％以下に抑えているため、少量のＰｂはγ相の代替をする。
このため、Ｐｂの含有量の下限は０．０２ｍａｓｓ％超えであり、好ましくは０．０２２ｍａｓｓ％以上であり、さらに好ましくは０．０２５ｍａｓｓ％以上である。特に、ドリルによる深い穴あけ切削（例えばドリル直径の５倍の長さのドリル切削）の場合、および、被削性に係る金属組織の関係式ｆ６の値が、４２を下回る場合、Ｐｂの含有量は０．０２２ｍａｓｓ％以上、または０．０２５ｍａｓｓ％以上であることが好ましい。
一方、Ｐｂは、人体に有害であり、衝撃特性、高温強度への影響がある。このため、Ｐｂの含有量の上限は、０．２５ｍａｓｓ％未満であり、好ましくは０．２０ｍａｓｓ％以下であり、より好ましくは０．１５ｍａｓｓ％以下であり、最適には０．１０ｍａｓｓ％以下である。

（Ｐ）
Ｐは、Ｓｎと同様に、特に厳しい環境下での耐脱亜鉛腐食性、耐応力腐食割れ性を大幅に向上させる。
Ｐは、Ｓｎと同様に、α相に配分される量に対してκ相に配分される量が約２倍である。すなわち、κ相に配分されるＰ量は、α相に配分されるＰ量の約２倍である。また、Ｐは、α相の耐食性を高める効果に関して顕著であるが、Ｐの単独の添加では、κ相の耐食性を高める効果は小さい。しかし、Ｐは、Ｓｎと共存することにより、κ相の耐食性を向上させることができる。なお、Ｐは、γ相の耐食性をほとんど改善しない。また、Ｐのκ相への含有は、κ相の被削性を少し向上させる。ＳｎとＰとを共に添加することにより、より効果的にκ相の被削性は向上する。
これらの効果を発揮するためには、Ｐの含有量の下限は０．０６ｍａｓｓ％以上であり、好ましくは０．０６５ｍａｓｓ％以上、より好ましくは０．０７ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｐを０．１４ｍａｓｓ％を超えて含有させても、耐食性の効果が飽和するだけでなく、ＰとＳｉの化合物が形成し易くなり、衝撃特性、延性が悪くなり、被削性にも悪い影響をおよぼす。このため、Ｐの含有量の上限は、０．１４ｍａｓｓ％以下であり、好ましくは０．１３ｍａｓｓ％以下で、より好ましくは０．１２ｍａｓｓ％以下である。

（Ｓｂ、Ａｓ、Ｂｉ）
Ｓｂ、Ａｓは、ともにＰ、Ｓｎと同様に、特に厳しい環境下での耐脱亜鉛腐食性、耐応力腐食割れ性を更に向上させる。
Ｓｂを含有することによって耐食性の向上を図るためには、Ｓｂは０．０２ｍａｓｓ％を超えて含有する必要があり、０．０３ｍａｓｓ％以上の量のＳｂを含有することが好ましい。一方、Ｓｂを０．０８ｍａｓｓ％以上含有しても、耐食性が向上する効果は飽和し、却ってγ相が増えるので、Ｓｂの含有量は、０．０８ｍａｓｓ％未満であり、好ましくは０．０７ｍａｓｓ％未満である。
また、Ａｓを含有することによって耐食性の向上を図るためには、Ａｓは０．０２ｍａｓｓ％を超えて含有する必要があり、０．０３ｍａｓｓ％以上の量のＡｓを含有することが好ましい。一方、Ａｓを０．０８ｍａｓｓ％以上含有しても、耐食性が向上する効果は飽和するので、Ａｓの含有量は０．０８ｍａｓｓ％未満であり、０．０７ｍａｓｓ％未満とすることが好ましい。
Ｓｂを単独で含有することにより、α相の耐食性を向上させる。Ｓｂは、Ｓｎより融点は高いものの低融点金属であり、Ｓｎと類似の挙動を示し、α相に比べて、γ相、κ相に多く配分される。Ｓｂは、Ｓｎと共に添加することでκ相の耐食性を改善する効果を有する。しかしながら、Ｓｂを単独で含有する場合も、ＳｎとＰと共にＳｂを含有する場合も、γ相の耐食性を改善する効果はほとんどないばかりか、過剰量のＳｂを含有することは、γ相を増加させる恐れがある。
Ｓｎ、Ｐ、Ｓｂ、Ａｓの中で、Ａｓは、α相の耐食性を強化する。κ相が腐食されても、α相の耐食性が高められているので、Ａｓは、連鎖反応的に起こるα相の腐食を食い止める働きをする。しかしながら、Ａｓを単独で含有する場合も、Ｓｎ、Ｐ、Ｓｂと共にＡｓを含有する場合も、κ相、γ相の耐食性を向上させる効果は小さい。
なお、Ｓｂ、Ａｓを共に含有する場合、Ｓｂ、Ａｓの合計含有量が０．１０ｍａｓｓ％を超えても耐食性が向上する効果は飽和し、延性、衝撃特性が低下する。このため、ＳｂとＡｓの合計量を０．１０ｍａｓｓ％以下とすることが好ましい。なお、Ｓｂは、Ｓｎと同様に、κ相の耐食性を改善する効果を有する。このため、［Ｓｎ］＋０．７×［Ｓｂ］の量が、０．１０ｍａｓｓ％を超えると、合金としての耐食性は、さらに向上する。
Ｂｉは、さらに銅合金の被削性を向上させる。そのためには、Ｂｉを０．０２ｍａｓｓ％超えて含有する必要があり、０．０２５ｍａｓｓ％以上含有することが好ましい。一方、Ｂｉの人体への有害性は不確かであるが、衝撃特性、高温強度への影響から、Ｂｉの含有量の上限を、０．３０ｍａｓｓ％未満とし、好ましくは０．２０ｍａｓｓ％未満、より好ましくは０．１５ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは０．１０ｍａｓｓ％以下とする。

（不可避不純物）
本実施形態における不可避不純物としては、例えばＡｌ，Ｎｉ，Ｍｇ，Ｓｅ，Ｔｅ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｃａ，Ｚｒ，Ｃｒ，Ｔｉ，Ｉｎ，Ｗ，Ｍｏ，Ｂ，Ａｇ及び希土類元素等が挙げられる。
従来から快削性銅合金は、電気銅、電気亜鉛など、良質な原料が主ではなく、リサイクルされる銅合金が主原料となる。当該分野の下工程（下流工程、加工工程）において、ほとんどの部材、部品に対して切削加工が施され、材料１００に対して４０〜８０の割合で多量に廃棄される銅合金が発生する。例えば切り屑、端材、バリ、湯道、および製造上の不良を含む製品などが挙げられる。これら廃棄される銅合金が、主たる原料となる。切削の切り屑等の分別が不十分であると、他の快削性銅合金からＰｂ，Ｆｅ，Ｓｅ，Ｔｅ，Ｓｎ，Ｐ，Ｓｂ，Ａｓ，Ｂｉ，Ｃａ，Ａｌ，Ｚｒ，Ｎｉおよび希土類元素が混入する。また切削切り屑には、工具から混入するＦｅ，Ｗ，Ｃｏ，Ｍｏなどが含まれる。廃材は、めっきされた製品を含むため、Ｎｉ，Ｃｒが混入する。純銅系のスクラップの中には、Ｍｇ，Ｆｅ，Ｃｒ，Ｔｉ，Ｃｏ，Ｉｎ，Ｎｉが混入する。資源の再使用の点と、コスト上の問題から、少なくとも特性に悪影響を与えない範囲で、これらの元素を含む切り屑等のスクラップは、ある限度まで原料として使用される。経験的に、Ｎｉはスクラップ等からの混入が多いが、Ｎｉの量は０．０６ｍａｓｓ％未満まで許容されるが、０．０５ｍａｓｓ％未満が好ましい。Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｏ，Ｃｒ等は、Ｓｉと金属間化合物を形成し、場合によってはＰと金属間化合物を形成し、被削性に影響する。このため、Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｏ，Ｃｒのそれぞれの量は、０．０５ｍａｓｓ％未満が好ましく、０．０４ｍａｓｓ％未満がより好ましい。Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｏ，及びＣｒの合計量も０．０８ｍａｓｓ％未満とすることが好ましい。この合計量は、より好ましくは０．０７ｍａｓｓ％未満であり、さらに好ましくは０．０６ｍａｓｓ％未満である。その他の元素であるＡｌ，Ｍｇ，Ｓｅ，Ｔｅ，Ｃａ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｉｎ，Ｗ，Ｍｏ，Ｂ，Ａｇおよび希土類元素のそれぞれの量は、０．０２ｍａｓｓ％未満が好ましく、０．０１ｍａｓｓ％未満がさらに好ましい。
なお、希土類元素の量は、Ｓｃ，Ｙ，Ｌａ、Ｃｅ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｐｍ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｔｂ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｔｂ，及びＬｕの１種以上の合計量である。

（組成関係式ｆ０）
組成関係式ｆ０，ｆ１，ｆ２は、組成と金属組織の関係を表す式で、各々の元素が本実施形態で規定される範囲にあっても、これらの組成関係式ｆ０，ｆ１，ｆ２を満足しなければ、必ずしも本実施形態が目標とする諸特性を満足できない。但し、本実施形態で規定される成分濃度範囲を超えた場合、上記の組成関係式を基本的には適用できない。
組成関係式ｆ０は、金属組織を構成する相に影響する。Ｐ、Ｐｂのそれぞれの含有量に０．５の係数を乗じた値と、Ｚｎ，Ｓｎを除いた主要成分であるＣｕ、Ｓｉの含有量との合計を求める。この合計から係数７５．５を差し引く。この算出値に対するＳｎの含有量の比率（百分率）が組成関係式ｆ０である。
Ｓｎの効果を発揮させるためには、少なくとも、概ねＺｎ，Ｓｎを除いた主要成分（ＣｕとＳｉ）の含有量の合計が７５．５ｍａｓｓ％を超える濃度が議論の対象である。分母の数字はＳｎに対して有効に作用するＺｎ，Ｓｎを除いた主要成分の含有量を表している。
概ねＺｎ，Ｓｎを除いた主要成分の総含有量から７５．５を差し引いた上記分母の値に対するＳｎの含有量の比率（百分率）が組成関係式ｆ０である。この組成関係式ｆ０が１．０より小さいと、耐食性に有効なＳｎがκ相に十分含有されないことを示し、すなわち、耐食性の向上が不十分である。また、その他の成分によっては、被削性も問題となる。一方、組成関係式ｆ０が３．７を超えると、必要量のＳｎがκ相に含有されるが、γ相の形成が勝ることを示し、耐食性、衝撃特性等に問題がある。このため、組成関係式ｆ０は、１．０以上、３．７以下である。この組成関係式ｆ０の下限は、１．１以上が好ましく、１．２以上がさらに好ましい。組成関係式ｆ０の上限は、３．４以下が好ましく、３．０以下がさらに好ましい。なお選択元素であるＡｓ、Ｓｂ、Ｂｉおよび別途規定した不可避不純物については、それらの含有量を考え合わせ、組成関係式ｆ０にほとんど影響を与えないことから、組成関係式ｆ０では規定していない。

（組成関係式ｆ１）
組成関係式ｆ１は、組成と金属組織の関係を表す式で、各々の元素の量が上記に規定される範囲にあっても、この組成関係式ｆ１を満足しなければ、本実施形態が目標とする諸特性を満足できない。組成関係式ｆ１において、Ｓｎには−８．５の大きな係数が与えられている。組成関係式ｆ１が７８．５未満であると、γ相が多くなり、また、存在するγ相の形状が長くなり、耐食性、衝撃特性、高温特性が悪くなる。よって、組成関係式ｆ１の下限は７８．５以上であり、好ましくは７８．８以上であり、より好ましくは７９．２以上である。組成関係式ｆ１がより好ましい範囲になるにしたがって、γ相の面積率は小さくなり、γ相が存在しても、γ相は分断される傾向にあり、より耐食性、衝撃特性、延性、常温での強度、高温特性が向上する。
一方、組成関係式ｆ１の上限は、主としてκ相の占める割合に影響し、組成関係式ｆ１が８３．０より大きいと、κ相の占める割合が多くなりすぎる。またμ相が析出し易くなる。κ相やμ相が多すぎると、却って被削性が低下し、衝撃特性、延性、高温特性、熱間加工性、耐食性が悪くなる。よって、組成関係式ｆ１の上限は８３．０以下であり、好ましくは８１．７以下であり、より好ましくは８１．０以下である。
このように、組成関係式ｆ１を、上述の範囲に規定することで、特性の優れた銅合金が得られる。なお、選択元素であるＡｓ，Ｓｂ，Ｂｉおよび別途規定した不可避不純物については、それらの含有量を考え合わせ、組成関係式ｆ１にほとんど影響を与えないことから、組成関係式ｆ１では規定していない。

（組成関係式ｆ２）
組成関係式ｆ２は、組成と加工性、諸特性、金属組織の関係を表す式である。組成関係式ｆ２が６１．８未満であると、金属組織中のγ相の占める割合が増え、β相を始め他の金属相が出現し易く、また残留し易くなり、耐食性、衝撃特性、冷間加工性、高温でのクリープ特性が悪くなる。また熱間鍛造時に結晶粒が粗大化し、割れが生じ易くなる。よって、組成関係式ｆ２の下限は６１．８以上であり、好ましくは６２．０以上であり、より好ましくは６２．２以上である。
一方、組成関係式ｆ２が６３．７を超えると、熱間変形抵抗が高くなり、熱間での変形能が低下し、熱間押出材や熱間鍛造品に表面割れが生じるおそれがある。熱間加工率や押出比との関係もあるが、例えば約６３０℃の熱間押出、熱間鍛造（いずれも熱間加工直後の材料温度）の熱間加工が困難となる。また、熱間加工方向と平行方向の長さが３００μｍを超え、かつ幅が１００μｍを超えるような粗大なα相が出現し易くなり、被削性が低下し、α相とκ相の境界に存在するγ相の長辺の長さが長くなり、強度も低くなる。また、凝固温度の範囲、すなわち（液相線温度−固相線温度）が５０℃を超えるようになり、鋳造時におけるひけ巣（shrinkage cavities）が顕著となり、健全な鋳物（sound casting）が得られなくなる。従って、組成関係式ｆ２の上限は６３．７以下であり、好ましくは６３．５以下であり、より好ましくは６３．４以下である。
このように、組成関係式ｆ２を、上述の範囲に規定することで、特性の優れた銅合金を、工業的に歩留り良く製造できる。なお、選択元素であるＡｓ，Ｓｂ，Ｂｉおよび別途規定した不可避不純物については、それらの含有量を考え合わせ、組成関係式ｆ２にほとんど影響を与えないことから、組成関係式ｆ２では規定していない。

（特許文献との比較）
ここで、上述した特許文献３〜９に記載されたＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金と本実施形態の合金との組成を比較した結果を表１に示す。
本実施形態と特許文献３とはＰｂ及び選択元素であるＳｎの含有量が異なっている。本実施形態と特許文献４とは選択元素であるＳｎの含有量が異なっている。本実施形態と特許文献５とはＰｂの含有量が異なっている。本実施形態と特許文献６，７とはＺｒを含有するか否かで異なっている。本実施形態と特許文献８とはＣｕの含有量が異なっており、Ｆｅを含有するか否かの点でも相違している。本実施形態と特許文献９とはＰｂを含有するか否かで異なっており、Ｆｅ，Ｎｉ，Ｍｎを含有するか否かの点でも相違している。
以上のように、本実施形態の合金と、特許文献３〜９に記載されたＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金とは組成範囲が異なっている。

＜金属組織＞
Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金は、１０種類以上の相が存在し、複雑な相変化が起こり、組成範囲、元素の関係式だけでは、目的とする特性が必ずしも得られない。最終的には金属組織に存在する金属相の種類とその範囲を特定し、決定することによって、目的とする特性を得ることができる。
複数の金属相から構成されるＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金の場合、各々の相の耐食性は同じではなく、優劣がある。腐食は、最も耐食性の劣る相、すなわち最も腐食しやすい相、或は、耐食性の劣る相とその相に隣接する相との境界から始まって進行する。Ｃｕ，Ｚｎ，Ｓｉの３元素からなるＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金の場合、例えば、α相、α’相、β（β’を含む）相、κ相、γ（γ’を含む）相、μ相の耐食性を比較すると、耐食性の序列は、優れる相から順にα相＞α’相＞κ相＞μ相≧γ相＞β相である。κ相とμ相の間の耐食性の差が特に大きい。

ここで各相の組成は、合金の組成及び各相の占有面積率によって数値が変動するが、以下のことが言える。
各相のＳｉ濃度は、濃度の高い順から、μ相＞γ相＞κ相＞α相＞α’相≧β相、である。μ相、γ相及びκ相におけるＳｉ濃度は、合金のＳｉ濃度よりも高い。また、μ相のＳｉ濃度は、α相のＳｉ濃度の約２．５〜約３倍であり、γ相のＳｉ濃度は、α相のＳｉ濃度の約２〜約２．５倍である。
各相のＣｕ濃度は、濃度の高い順から、μ相＞κ相≧α相＞α’相≧γ相＞β相、である。μ相におけるＣｕ濃度は、合金のＣｕ濃度よりも高い。

特許文献３〜６に示されるＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金において、被削性機能が最も優れるγ相は、主としてα’相と共存、或は、κ相、α相との境界に存在する。γ相は、銅合金にとって厳しい水質下或は環境下では、選択的に腐食の発生源（腐食の起点）になり、腐食が進行する。勿論、β相が存在すれば、γ相の腐食より先にβ相の腐食が始まる。μ相とγ相が共存する場合、μ相の腐食は、γ相より少し遅れるか、または、ほぼ同時に始まる。例えばα相、κ相、γ相、μ相が共存する場合、γ相やμ相が、選択的に脱亜鉛腐食されると、腐食されたγ相やμ相は、脱亜鉛現象によりＣｕに富んだ腐食生成物となり、その腐食生成物がκ相、或いは近接するα’相を腐食させ、連鎖反応的に腐食が進行する。

なお、日本を始め全世界における飲料水の水質は様々であり、かつ、その水質が銅合金にとって腐食しやすい水質となってきている。例えば人体への安全性の問題から、上限はあるものの消毒目的で使用される残留塩素の濃度が高くなり、水道用器具である銅合金が腐食しやすい環境になってきている。前記の自動車部品、機械部品、工業用配管も含めた部材の使用環境のように多くの溶液の介在する使用環境での耐食性についても、飲料水と同様のことが言える。

他方、γ相、もしくはγ相、μ相、β相の量を制御し、すなわちこれら各相の存在割合を大幅に減少させるか、或は皆無にさせても、α相、α’相、κ相の３相で構成されるＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金の耐食性は万全ではない。腐食環境によっては、α相より耐食性の劣るκ相が、選択的に腐食されることがあり、κ相の耐食性の向上を図る必要がある。さらには、κ相が腐食されると、腐食されたκ相は、Ｃｕに富んだ腐食生成物となり、α相を腐食させるので、α相の耐食性の向上も図る必要がある。

また、γ相は、硬くて脆い相のため、銅合金部材に大きな負荷が加わったとき、ミクロ的に応力集中源となる。このため、γ相は、応力腐食割れ感受性を増し、衝撃特性を低下させ、更には、高温クリープ現象により、高温強度（高温クリープ強度）を低下させる。μ相は、α相の結晶粒界、α相、κ相の相境界に主として存在するため、γ相と同様、ミクロ的な応力集中源になる。応力集中源となるか或は粒界滑り現象により、μ相は、応力腐食割れ感受性を増大させ、衝撃特性を低下させ、高温強度を低下させる。場合によっては、μ相の存在は、γ相以上にこれら諸特性を悪化させる。

しかしながら、耐食性や前記諸特性を改善するために、γ相、もしくはγ相とμ相の存在割合を大幅に減少させるか、或は皆無にすると、少量のＰｂの含有とα相、α’相、κ相の３相だけでは、満足な被削性が得られない可能性がある。そこで、少量のＰｂを含有し、かつ優れた被削性を有することが前提で、厳しい使用環境での耐食性、延性、衝撃特性、強度、及び高温強度を改善するために、金属組織の構成相（金属相、結晶相）を以下のように規定する必要がある。
なお、以下、各相の占める割合（存在割合）の単位は、面積率（面積％）である。

（γ相）
γ相は、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金の被削性に最も貢献する相であるが、厳しい環境下での耐食性、強度、高温特性、衝撃特性を優れたものにするためには、γ相を制限しなければならない。さらに、耐食性を優れたものにするためには、Ｓｎの含有を必要とするが、Ｓｎの含有は、γ相をさらに増加させる。これら相反する現象、すなわち被削性と耐食性を同時に満足させるために、Ｓｎの含有量、組成関係式ｆ０、ｆ１、ｆ２、後述する組織関係式、製造プロセスを限定している。

（β相およびその他の相）
良好な耐食性を得て、高い延性、衝撃特性、強度、高温強度を得るには、特に金属組織中に占めるβ相、γ相、μ相、およびζ相などその他の相の割合が重要である。
β相の占める割合は、少なくとも０％以上０．５％以下とする必要があり、０．１％以下であることが好ましく、最適にはβ相が存在しないことが好ましい。
α相、κ相、β相、γ相、μ相以外のζ相などその他の相の占める割合は、好ましくは０．３％以下であり、より好ましくは０．１％以下である。最適にはζ相等その他の相が存在しないことが好ましい。

まず、優れた耐食性を得るためには、γ相の占める割合を０％以上２．０％以下、且つ、γ相の長辺の長さを５０μｍ以下とする必要がある。
γ相の長辺の長さは、以下の方法により測定される。例えば５００倍または１０００倍の金属顕微鏡写真を用い、１視野において、γ相の長辺の最大長さを測定する。この作業を、後述するように、例えば５視野などの複数の任意の視野において行う。それぞれの視野で得られたγ相の長辺の最大長さの平均値を算出し、γ相の長辺の長さとする。このため、γ相の長辺の長さは、γ相の長辺の最大長さと言うこともできる。
γ相の占める割合は、１．５％以下であることが好ましく、１．０％以下とすることがさらに好ましく、０．５％以下が最適である。Ｐｂの含有量や、κ相の量にもよるが、例えば、Ｐｂの含有量が、０．０４ｍａｓｓ％以下、またはκ相の占める割合が４０％以下の場合、γ相が、０．１％以上、０．５％以下の量で存在するほうが、耐食性などの諸特性への影響が小さく、被削性を向上させることができる。
γ相の長辺の長さは耐食性に影響することから、γ相の長辺の長さは、好ましくは４０μｍ以下であり、さらに好ましくは３０μｍ以下であり、最適には２０μｍ以下である。
γ相の量が多いほど、γ相が選択的に腐食されやすくなる。また、γ相が長く連なるほど、その分、選択的に腐食されやすくなり、深さ方向への腐食の進行を速める。また、腐食される部分が多いほど、腐食されたγ相の周りに存在するα’相、およびκ相やα相の耐食性に影響を与える。

γ相の占める割合、及び、γ相の長辺の長さは、Ｃｕ，Ｓｎ，Ｓｉの含有量および、組成関係式ｆ０、ｆ１、ｆ２と大きな関連を持っている。なお、耐食性に関しては、組成、耐食性への影響度、被削性、その他の特性を総合的に考え合わせると、γ相は０．１％以上、０．５％以下がよい。γ相が少量存在しても耐食性等への与える影響は小さく、総合的には、γ相の占める割合は、０．１〜０．５％が最適である。

また、γ相が多くなると、延性、衝撃特性、高温強度、耐応力腐食割れ性が悪くなるので、γ相は、２．０％以下であることが必要であり、好ましくは１．５％以下、より好ましくは１．０％以下、最適には０．５％以下である。金属組織中に存在するγ相は、高い応力が負荷された時、応力集中源になる。またγ相の結晶構造がＢＣＣであることが相まって、高温強度が低くなり、衝撃特性、耐応力腐食割れ性を低下させる。
γ相の形状は、耐食性だけでなく、諸特性に影響を与える。長辺の長さが長いγ相は、主として、α相と、κ相の境界に存在するので、延性を低下させ、衝撃特性を悪くする。また応力集中源になりやすく、相境界のすべりを助長するので、高温クリープによる変形が生じやすく、応力腐食割れが生じやすくなる。

（μ相）
μ相は、耐食性を始め、延性、衝撃特性、高温特性に影響することから、少なくともμ相の占める割合を０％以上２．０％以下にする必要がある。μ相の占める割合は、好ましくは１．０％以下であり、より好ましくは０．３％以下であり、μ相は存在しないことが最適である。μ相は、主として結晶粒界、相境界に存在する。このため、厳しい環境下では、μ相は、μ相が存在する結晶粒界で粒界腐食を生じる。また、衝撃作用を与えると粒界に存在する硬質なμ相を起点としたクラックが生じやすくなる。また、例えば、自動車のエンジン回りに使われるバルブや高温高圧ガスバルブに銅合金を使用した場合、１５０℃の高温で長時間保持すると粒界が滑り、クリープが生じ易くなる。このため、μ相の量を制限すると同時に、主として結晶粒界に存在するμ相の長辺の長さを２５μｍ以下とする必要がある。μ相の長辺の長さは、好ましくは１５μｍ以下であり、より好ましくは５μｍ以下であり、さらに好ましくは４μｍ以下であり、最適には２μｍ以下である。
μ相の長辺の長さは、γ相の長辺の長さの測定方法と同様の方法で測定される。すなわち、μ相の大きさに応じて、例えば５００倍または１０００倍の金属顕微鏡写真、或いは２０００倍または５０００倍の２次電子像写真（電子顕微鏡写真）を用い、１視野において、μ相の長辺の最大長さを測定する。この作業を、例えば５視野などの複数の任意の視野において行う。それぞれの視野で得られたμ相の長辺の最大長さの平均値を算出し、μ相の長辺の長さとする。このため、μ相の長辺の長さは、μ相の長辺の最大長さと言うこともできる。

（κ相）
近年の高速の切削条件のもと、切削抵抗、切屑の排出性を含め材料の被削性能は重要である。ところが、最も優れた被削性機能を有するγ相の占める割合を２．０％以下に制限した状態で、特に優れた被削性を備えるためには、κ相の占める割合を少なくとも３６％以上とする必要がある。このκ相は、Ｓｎを含有し被削性が向上したκ相を指す。κ相の占める割合は、好ましくは４０％以上であり、さらに好ましくは４２％以上である。また、κ相の占める割合が適切であると、耐食性、高温特性は良好となる。
一方、α相より硬いκ相が多過ぎると、却って被削性が悪くなり、冷間加工性、延性、衝撃特性、熱間加工性も悪くなる。すなわち、κ相の占める割合の上限が存在し、適量のα相が必要である。被削性能自体は劣るが適量の軟質のα相がクッション材の役割を果たし、被削性能も向上する。同様に、冷間加工性、延性、衝撃特性、熱間加工性も改善する。このため、κ相の占める割合は７２％以下である。κ相は、α相より硬いので、α相とκ相の混合組織とすることにより、高強度化が図れる。しかしながら、単に硬さだけでは、高い引張強さは得られない。引張強さは、硬さと延性との兼ね合いによって決まる。κ相の占める割合が７５％を超えると、硬さは増すものの、延性が乏しくなり、引張強さは飽和し、むしろ低下する。κ相の占める割合は、好ましくは６７％以下であり、より好ましくは６２％以下である。一方、κ相の占める割合（κ相率）が３６％未満であると、引張強さは低くなる場合がある。このため、κ相の占める割合は、３６％以上であり、好ましくは４０％以上である。
なお、粗大なα相が出現するかどうかは、関係式ｆ０、ｆ２と関連する。詳細には、ｆ２の値が６３．７超となると、粗大なα相が出現しやすくなる。ｆ０の値が１．０未満となると、粗大なα相が出現しやすくなる。粗大なα相の出現によって、引張強さが低くなり、被削性が悪くなる。

（組織関係式ｆ３、ｆ４、ｆ５、ｆ６）
また、優れた耐食性、衝撃特性、高温強度を得るためには、α相、κ相の占める割合の合計（組織関係式ｆ３＝（α）＋（κ））が、９６．５％以上である必要がある。ｆ３の値は、好ましくは９７．５％以上であり、最適には９８％以上である。同様にα相、κ相、γ相、μ相の占める割合の合計（組織関係ｆ４＝（α）＋（κ）＋（γ）＋（μ））は、９９．４％以上であり、好ましくは９９．６％以上である。
さらに、γ相、μ相の占める合計の割合（ｆ５＝（γ）＋（μ））が３．０％以下である必要がある。ｆ５の値は、好ましくは２．０％以下であり、より好ましくは１．５％以下であり、最適には１．０％以下である。
ここで金属組織の関係式、ｆ３〜ｆ６において、α相、β相、γ相、δ相、ε相、ζ相、η相、κ相、μ相、χ相の１０種類の金属相を対象としており、金属間化合物、Ｐｂ粒子、酸化物、非金属介在物、未溶解物質などは対象としていない。また、Ｓｉ及び不可避的に混入する元素（例えばＦｅ，Ｃｏ，Ｍｎ，Ｐ）によって形成される金属間化合物の量を、加味する必要がある。被削性や諸特性への影響を鑑み、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｍｎ，Ｐと、Ｓｉとの金属間化合物の量は、面積率で０．５％以下としておくことが好ましく、この金属間化合物の面積率は、より好ましくは０．３％以下である。

（組織関係式ｆ６）
本実施形態の合金においては、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金においてＰｂの含有量を最小限に留めながらも被削性が良好であり、そして特に優れた耐食性、衝撃特性、高温強度の全てを満足させる必要がある。しかしながら、被削性と優れた耐食性、衝撃特性とは、相反する特性である。
金属組織的には、被削性能に最も優れるγ相を多く含む方が、被削性はよいが、耐食性や衝撃特性、その他の特性の点からは、γ相は少なくしなければならない。γ相の占める割合が２．０％以下の場合、実験結果より上述の組織関係式ｆ６の値を適正な範囲とすることが、良好な被削性を得るために必要であることが分かった。

γ相は、被削性能に最も優れるが、特にγ相が少量の場合、すなわちγ相の面積率が２．０％以下の場合、γ相の占める割合（（γ）（％））の平方根の値に、κ相の占める割合（（κ））に比べ６倍の高い係数が与えられる。良好な被削性能を得るには、組織関係式ｆ６は３８以上である必要がある。ｆ６の値は、好ましくは４２以上であり、さらに好ましくは４５以上である。組織関係式ｆ６の値が３８〜４２の場合、優れた被削性能を得るためには、Ｐｂの含有量が０．０２２ｍａｓｓ％以上、若しくは、κ相に含有されるＳｎの量が０．１１ｍａｓｓ％以上であることが好ましい。
一方、組織関係式ｆ６が８０を超えると、κ相が多くなりすぎ、再び、被削性が劣るようになり、また衝撃特性も悪くなる。このため、組織関係式ｆ６は８０以下である必要がある。ｆ６の値は、好ましくは７２以下であり、さらに好ましくは６７以下である。

（κ相に含有されるＳｎ、Ｐの量）
κ相の耐食性を向上させるために、合金中に、Ｓｎを０．０７ｍａｓｓ％以上、０．２８ｍａｓｓ％以下の量で含有させ、Ｐを０．０６ｍａｓｓ％以上、０．１４ｍａｓｓ％以下の量で含有させることが好ましい。
本実施形態の合金では、Ｓｎの含有量が０．０７〜０．２８ｍａｓｓ％であるとき、α相に配分されるＳｎ量を１としたときに、κ相に約１．５、γ相に約１５、μ相には約２の割合で、Ｓｎは配分される。例えば、本実施形態の合金の場合、Ｓｎを０．２ｍａｓｓ％含有するＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金において、α相の占める割合が５０％、κ相の占める割合が４９％、γ相の占める割合が１％の場合、α相中のＳｎ濃度は約０．１４ｍａｓｓ％、κ相中のＳｎ濃度は約０．２１ｍａｓｓ％、γ相中のＳｎ濃度は約２．１ｍａｓｓ％になる。なお、γ相の面積率が大きいと、γ相に費やされる（消費される）Ｓｎの量が多くなり、κ相、α相に配分されるＳｎの量が少なくなる。したがって、γ相の量を少なくすると、後述するように耐食性、被削性にＳｎが有効に活用される。
一方、α相に配分されるＰ量を１としたときに、κ相に約２、γ相に約３、μ相には約３の割合で、Ｐは配分される。例えば、本実施形態の合金の場合、Ｐを０．１ｍａｓｓ％を含有するＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金においてα相の占める割合が５０％、κ相の占める割合が４９％、γ相の占める割合が１％の場合、α相中のＰ濃度は約０．０６ｍａｓｓ％、κ相中のＰ濃度は約０．１３ｍａｓｓ％、γ相中のＰ濃度は約０．１８ｍａｓｓ％になる。

Ｓｎ，Ｐの両者は、α相、κ相の耐食性を向上させるが、κ相に含有されるＳｎ，Ｐの量が、α相に含有されるＳｎ，Ｐの量に比べて、それぞれ約１．５倍、約２倍である。すなわち、κ相に含有されるＳｎ量は、α相に含有されるＳｎ量の約１．５倍であり、κ相に含有されるＰ量は、α相に含有されるＰ量の約２倍である。このため、κ相の耐食性の向上の度合いが、α相の耐食性の向上の度合いより勝る。その結果、κ相の耐食性は、α相の耐食性に近づく。なお、ＳｎとＰを共に添加することにより、特にκ相の耐食性の向上が図れるが、含有量の違いを含め、耐食性への寄与度は、ＰよりもＳｎの方が大きい。

Ｓｎの含有量が０．０７ｍａｓｓ％未満の場合、κ相の耐食性、耐脱亜鉛腐食性は、α相の耐食性、耐脱亜鉛腐食性より劣るので、過酷な水質下では、κ相が選択的に腐食されることがある。κ相へのＳｎの多くの配分は、α相より耐食性に劣るκ相の耐食性を向上させ、Ｓｎをある濃度以上に含有したκ相の耐食性を、α相の耐食性に近づけさせる。同時に、κ相へのＳｎの含有は、κ相の被削性の機能を向上させる効果がある。そのためには、κ相中のＳｎ濃度は、好ましくは０．０８ｍａｓｓ％以上であり、より好ましくは０．０９ｍａｓｓ％以上であり、さらに好ましくは０．１１ｍａｓｓ％以上である。κ相中のＳｎ濃度が増すことにより、κ相の被削性機能が高まる。

一方、Ｓｎは、γ相に多く配分されるが、γ相に多量のＳｎを含有させても、γ相の結晶構造がＢＣＣ構造であることが主たる理由で、γ相の耐食性はほとんど向上しない。それどころか、γ相の占める割合が多いと、κ相に配分されるＳｎの量が少なくなるため、κ相の耐食性が向上しない。κ相中にＳｎが多く配分されると、κ相の被削性能が向上し、γ相の被削性の喪失分を補うことができる。κ相にＳｎが所定量以上に含有された結果、κ相自身の被削性の機能、切り屑の分断性能が高められたと思われる。但し、κ相中のＳｎ濃度が０．４５ｍａｓｓ％を超えると、合金の被削性は向上するが、κ相の延性が損なわれ始める。このため、κ相中のＳｎ濃度の上限は、好ましくは０．４５ｍａｓｓ％以下であり、より好ましくは０．４０ｍａｓｓ％以下であり、さらに好ましくは０．３６ｍａｓｓ％以下である。

Ｐは、Ｓｎと同様に、κ相に多く配分されると、耐食性が向上するとともにκ相の被削性の向上に寄与する。ただし、過剰な量でＰを含有する場合、Ｓｉの金属間化合物の形成に費やされ、特性を悪くする、或は、過剰なＰの固溶は、衝撃特性や延性を損なう。κ相中のＰ濃度の下限値は、好ましくは０．０７ｍａｓｓ％以上であり、より好ましくは０．０８ｍａｓｓ％以上である。κ相中のＰ濃度の上限は、好ましくは０．２２ｍａｓｓ％以下であり、より好ましくは０．２ｍａｓｓ％以下である。

＜特性＞
（常温強度及び高温強度）
飲料水のバルブ、器具、自動車をはじめ様々な分野で必要な強度としては、圧力容器に適用される破壊応力である引張強さが重要視されている。また、例えば自動車のエンジンルームに近い環境で使用されるバルブや高温・高圧バルブは、最高１５０℃の温度環境で使用されるが、その時、当然、応力や荷重が加わった時に変形しにくいことが要求される。
そのためには、熱間加工材である熱間押出材及び熱間鍛造材は、常温での引張強さが５６０Ｎ／ｍｍ^２以上である高強度材であることが好ましい。常温での引張強さは、より好ましくは５７０Ｎ／ｍｍ^２以上であり、さらに好ましくは５８５Ｎ／ｍｍ^２以上である。熱間鍛造材は、実質上、一般的に冷間加工が施されない。一方、熱間加工材は、冷間で抽伸、伸線され強度が向上する。本実施形態の合金では、冷間加工率が１５％以下では、引張強さは、冷間加工率１％につき、約１２Ｎ／ｍｍ^２上昇する。その反面、衝撃特性は、冷間加工率１％につき、約４％減少する。例えば、引張強さが５９０Ｎ／ｍｍ^２、衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ^２の熱間押出材に対して冷間加工率５％の冷間抽伸を施し、冷間加工材を作製した場合、冷間加工材の引張強さは約６５０Ｎ／ｍｍ^２となり、衝撃値は約１６Ｊ／ｃｍ^２になる。冷間加工率が異なると、一義的に引張強さ、衝撃値は決められない。
強度の尺度である引張強さと靱性を表す衝撃特性に関して、例えば、（引張強さ）×（１＋０．１２×（衝撃強さ）^１／２）が８３０以上である場合、高い強度と靱性・延性を備えた銅合金と言える。
そして、高温強度（高温クリープ強度）に関しては、室温の０．２％耐力に相当する応力を負荷した状態で合金を１５０℃に１００時間晒した後のクリープひずみが０．４％以下であることが好ましい。このクリープひずみは、より好ましくは０．３％以下であり、さらに好ましくは０．２％以下である。この場合、高温に晒されても変形しにくく、高温強度に優れる。

因みに、Ｃｕが６０ｍａｓｓ％、Ｐｂが３ｍａｓｓ％、残部がＺｎと不可避不純物からなり、Ｐｂを含有する快削黄銅の場合、熱間押出材、熱間鍛造品の常温での引張強さは、３６０Ｎ／ｍｍ^２〜４００Ｎ／ｍｍ^２である。また室温の０．２％耐力に相当する応力を負荷した状態で合金を１５０℃に１００時間晒した後であっても、クリープひずみは約４〜５％である。このため、本実施形態の合金の引張強さ、耐熱性は、従来のＰｂを含有する快削黄銅に比べて高い水準である。すなわち、本実施形態の合金は、室温で高い強度を備え、その高い強度を付加して高温に長時間曝してもほとんど変形しないため、高い強度を生かして薄肉・軽量が可能となる。特に高圧バルブなどの鍛造材の場合、冷間加工を施すことができないので、高い強度を活かし、高性能、薄肉、軽量化を図れる。
本実施形態の合金の高温特性は、押出材、冷間加工を施した材料もほぼ同じである。すなわち、冷間加工を施すことにより、０．２％耐力は高まるが、高い０．２％耐力に相当する荷重を加えた状態であっても合金を１５０℃に１００時間晒した後のクリープひずみが０．４％以下であって高い耐熱性を備えている。高温特性は、β相、γ相、μ相の面積率に主として影響され、面積率が高いほど、悪くなる。また、α相の結晶粒界や、相境界に存在するμ相、γ相の長辺の長さが長いほど悪くなる。

（耐衝撃性）
一般的に、材料が高い強度を有する場合、脆くなる。切削において切り屑の分断性に優れる材料は、ある種の脆さを有すると言われている。衝撃特性と、被削性や強度とは、ある面において相反する特性である。
しかしながら、バルブ、継手などの飲料水器具、自動車部品、機械部品、工業用配管等の様々な部材に銅合金が使用される場合、銅合金には、高強度であるだけでなく、ある程度、衝撃に対して耐える特性が必要である。具体的には、Ｕノッチ試験片でシャルピー衝撃試験を行った時に、シャルピー衝撃試験値は、好ましくは１２Ｊ／ｃｍ^２以上であり、より好ましくは１５Ｊ／ｃｍ^２以上である。本実施形態の合金は、被削性が優れた合金に関わり、用途を考慮しても、シャルピー衝撃試験値が５０Ｊ／ｃｍ^２を超える必要はない。むしろ、シャルピー衝撃試験値が５０Ｊ／ｃｍ^２を超えると、靭性が増し、すなわち材料の粘りが増し、切削抵抗が高くなり、切り屑が連なりやすくなるなど被削性が悪くなる。このため、シャルピー衝撃試験値は、好ましくは５０Ｊ／ｃｍ^２以下である。

本実施形態の合金の衝撃特性は、金属組織とも密接な関係があり、γ相は衝撃特性を悪化させる。また、α相の結晶粒界、α相、κ相、γ相の相境界にμ相が存在すると結晶粒界及び相境界が脆弱化し、衝撃特性が悪くなる。
研究の結果、結晶粒界、相境界において、長辺の長さが２５μｍを超えるμ相が存在すると、衝撃特性が特に悪くなることが分かった。このため、存在するμ相の長辺の長さは、２５μｍ以下であり、好ましくは１５μｍ以下であり、より好ましくは５μｍ以下であり、さらに好ましくは４μｍ以下であり、最適には２μｍ以下である。また、同時に、結晶粒界に存在するμ相は、厳しい環境下において、α相やκ相に比べて腐食されやすく、粒界腐食を生じ、また高温特性を悪くする。もちろん、γ相の長辺の長さが長いほど、衝撃特性を低下させる。
なお、μ相の場合、その占有割合が小さくなると、５００倍または１０００倍程度の倍率の金属顕微鏡では確認が困難になる。μ相の長さが５μｍ以下の場合、倍率が２０００倍または５０００倍の電子顕微鏡で観察すると、μ相が結晶粒界、相境界に観察できる場合がある。

＜製造プロセス＞
次に、本発明の第１、２の実施形態に係る快削性銅合金の製造方法について説明する。
本実施形態の合金の金属組織は、組成だけでなく製造プロセスによっても変化する。熱間押出、熱間鍛造の熱間加工温度に影響されるだけでなく、熱間加工後の冷却過程における平均冷却速度が影響する。鋭意研究を行った結果、熱間加工後の冷却過程において、４７０℃から３８０℃の温度領域での冷却速度に金属組織が大きく影響されることが分かった。また、加工工程後の低温焼鈍工程の温度、加熱時間にも金属組織が大きく影響されることが分かった。

（溶解鋳造）
溶解は、本実施形態の合金の融点（液相線温度）より約１００℃〜約３００℃高い温度である約９５０℃〜約１２００℃で行われる。鋳造は、融点より、約５０℃〜約２００℃高い温度である約９００℃〜約１１００℃で行われる。所定の鋳型に鋳込まれ、空冷、徐冷、水冷などの幾つかの冷却手段によって冷却される。そして、凝固後は、様々に構成相が変化する。

（熱間加工）
熱間加工としては、熱間押出、熱間鍛造が挙げられる。
熱間押出に関して、設備能力にもよるが、実際に熱間加工される時の材料温度、具体的には押出ダイスを通過直後の温度（熱間加工温度）が６００〜７４０℃である条件で熱間押出を実施することが好ましい。７４０℃を超えた温度で熱間加工すると、塑性加工時にβ相が多く形成され、β相が残留することがあり、γ相も多く残留し、冷却後の構成相に悪影響を与える。具体的には、７４０℃以下の温度で熱間加工した場合に比べ、γ相が多くなるか、またはβ相が残留する。場合によっては熱間加工割れが生じる。なお、熱間加工温度は、６９０℃以下が好ましく、６４５℃以下であることがより好ましい。熱間加工温度は、γ相の生成、残留に大きく影響する。
そして、冷却時、４７０℃から３８０℃の温度領域での平均冷却速度を２．５℃／分以上、５００℃／分以下とする。４７０℃から３８０℃の温度領域での平均冷却速度は、好ましくは４℃／分以上であり、より好ましくは８℃／分以上である。これにより、μ相の増加を防ぐ。
また、熱間加工温度が低い場合、熱間での変形抵抗が高くなる。変形能の点から、熱間加工温度の下限は、好ましくは６００℃以上であり、より好ましくは６０５℃以上である。押出比が５０以下の場合や、比較的単純な形状に熱間鍛造する場合では、６００℃以上で熱間加工は実施できる。余裕をみて熱間加工温度の下限は、好ましくは６０５℃である。設備能力にもよるが、金属組織の構成相の観点から、熱間加工温度は、可能な限り低いほうが好ましい。
熱間加工温度は、実測が可能な測定位置に鑑みて、以下の温度とする。熱間押出の場合、熱間押出されてから約３秒後の押出材の温度を測定し、鋳塊（ビレット）が約５０％押出された後から押出終了までの押出材の平均温度を熱間加工温度（熱間押出温度）と定義する。熱間押出は、最後まで押出ができるか否かが実用生産上、重要であり、押出の後半の材料温度が重要である。熱間鍛造の場合、実測が可能な鍛造直後から約３秒後の鍛造品の温度を熱間加工温度（熱間鍛造温度）と定義する。金属組織的には、大きな塑性変形を受けた直後の温度が、相構成に大きな影響を与え、重要である。
熱間加工温度は、ビレットの表面温度とすることがあるが、表面と内部の温度差、ビレット加熱後、押出されるまでの時間が設備の配置や操業の状況によって変わるので、本実施形態では採用しない。

Ｐｂを１〜４ｍａｓｓ％の量で含有する黄銅合金は、銅合金押出材の大半を占めるが、この黄銅合金の場合、押出径が大きいもの、例えば、直径が約３８ｍｍを超えるものを除き、通例では、熱間押出後にコイルに巻き取られる。押出中の鋳塊（ビレット）は、押出装置により熱を奪われ温度が低下する。押出材は、巻き取り装置に接触することによって熱を奪われ、更に温度が低下する。押出当初の鋳塊の温度から、または押出材の温度から、約５０℃〜１００℃の温度の低下は、比較的早い平均冷却速度で起こる。その後に巻き取られたコイルは、保温効果により、コイルの重量等にもよるが、４７０℃から３８０℃までの温度領域を、約２℃／分の比較的ゆっくりとした平均冷却速度で冷却される。材料温度が約３００℃に達した時、それ以降の平均冷却速度はさらに遅くなるので、ハンドリングを考慮して水冷されることもある。Ｐｂを含有する黄銅合金の場合、約６００〜８００℃で熱間押出されるが、押出直後の金属組織には、熱間加工性に富むβ相が多量に存在する。押出後の平均冷却速度が速いと、冷却後の金属組織に多量のβ相が残留し、耐食性、延性、衝撃特性、高温特性が悪くなる。それを避けるために、押出コイルの保温効果等を利用した比較的遅い平均冷却速度で冷却することにより、β相をα相に変化させ、α相に富んだ金属組織にしている。前記のように、押出直後は、押出材の平均冷却速度が比較的速いので、その後の冷却を遅くすることにより、α相に富んだ金属組織にしている。特に耐食性や延性を得るために、意図的に平均冷却速度を遅くしていることが多い。なお、特許文献１には、平均冷却速度の記載はないが、β相を少なくし、β相を孤立させる目的で、押出材の温度が１８０℃以下になるまで徐冷すると開示している。
これに対して、本実施形態では、ゆっくりした平均冷却速度で冷却すると、従来の合金とは異なり、α相、κ相の量が減少し、μ相が増える。詳細には、４７０℃から３７０℃の温度領域での平均冷却速度が遅いと、α相の結晶粒界、α相とκ相の相境界を中心にμ相が生成、成長する。このため、α相の減少量が多くなる。

（熱間鍛造）
熱間鍛造の素材は、主として熱間押出材が用いられるが、連続鋳造棒も用いられる。熱間押出に比べ、熱間鍛造は複雑形状に加工するので、鍛造前の素材の温度は高い。しかし、鍛造品の主要部位となる大きな塑性加工が施された熱間鍛造材の温度、すなわち鍛造後から約３秒後の材料温度は、押出材と同様、６００℃から７４０℃に達する。そして、熱間鍛造後の冷却時、４７０℃から３８０℃の温度領域での平均冷却速度を２．５℃／分以上５００℃／分以下とする。４７０℃から３８０℃の温度領域での平均冷却速度は、好ましくは４℃／分または５℃／分以上、より好ましくは８℃／分以上である。これにより、μ相の増加を防ぐ。
なお、熱間鍛造の素材が熱間押出棒であり、予めγ相が少ない金属組織であれば、熱間鍛造温度が高くとも、その金属組織が維持される。
さらに、冷却時に、鍛造材の温度が５７５℃から５１０℃までの温度領域での平均冷却速度を０．１℃／分以上２．５℃／分以下とすることが好ましい。このように、この温度域において、より遅い平均冷却速度で冷却することが好ましい。これにより、γ相の量を減少させ、γ相の長辺の長さを短くし、耐食性、衝撃特性、高温特性を向上させることができる。５７５℃から５１０℃までの温度領域での平均冷却速度の下限値は、経済性を考慮して０．１℃／分以上としており、平均冷却速度が２．５℃／分を超えると、γ相の量の減少が不十分となる。より好ましい条件は、５７５℃から５１０℃の温度領域の平均冷却速度を１．５℃／分以下とし、次いで４７０℃から３８０℃の温度領域の平均冷却速度を早くして４℃／分以上または５℃／分以上とすることである。

本実施形態の合金の金属組織に関して、製造工程で重要なことは、熱間加工後の冷却過程で、４７０℃から３８０℃の温度領域における平均冷却速度である。平均冷却速度が２．５℃／分より遅いと、μ相の占める割合が増大する。μ相は、主として、結晶粒界、相境界を中心に形成される。厳しい環境下では、μ相は、α相、κ相に比べ耐食性が悪いので、μ相の選択腐食や粒界腐食の原因となる。また、μ相は、γ相と同様に、応力集中源になるか、或いは粒界滑りの原因になり、衝撃特性や、高温強度を低下させる。好ましくは、熱間加工後の冷却において、４７０℃から３８０℃の温度領域における平均冷却速度は、２．５℃／分以上であり、好ましくは４℃／分以上であり、より好ましくは８℃／分以上であり、さらに好ましくは１２℃／分以上であり、最適には１５℃／分以上である。熱間加工後、材料温度が５８０℃以上の高温から急冷する場合、例えば、５００℃／分超えの平均冷却速度で冷却すると、β相、γ相が多く残留する。このため、４７０℃から３８０℃の温度領域における平均冷却速度は、５００℃／分以下とする必要がある。この温度領域に於ける平均冷却速度は、好ましくは３００℃／分以下であり、より好ましくは２００℃／分以下である。

２０００倍または５０００倍の電子顕微鏡で金属組織を観察すると、μ相が存在するか否かの境界の平均冷却速度は、４７０℃から３８０℃までの温度領域において約８℃／分である。特に、前記諸特性に大きな影響を与える臨界の平均冷却速度は、４７０℃から３８０℃までの温度領域において２．５℃／分、或は４℃／分である。
すなわち、４７０℃から３８０℃までの温度領域での平均冷却速度が８℃／分より遅いと、粒界に析出するμ相の長辺の長さが約１μｍを超え、平均冷却速度が遅くなるに従ってさらに成長する。そして平均冷却速度が約４℃／分より遅いと、μ相の長辺の長さが約４μｍまたは５μｍを超え、耐食性、衝撃特性、高温特性に影響を与えるようになる場合がある。平均冷却速度が約２．５℃／分より遅いと、μ相の長辺の長さが約１０または１５μｍを超え、場合によっては約２５μｍ超になる。μ相の長辺の長さが約１０μｍに達すると、１０００倍の金属顕微鏡で、μ相が結晶粒界と区別でき、観察することが可能となる。一方、平均冷却速度の上限は、熱間加工温度などにもよるが、平均冷却速度が速すぎると、高温で形成された構成相がそのまま常温にまで持ちこされ、κ相が多くなり、耐食性、衝撃特性に影響を与えるβ相、γ相が増える。このため、主として５８０℃以上の温度領域からの平均冷却速度が重要であるが、４７０℃から３８０℃までの温度領域での平均冷却速度を５００℃／分以下とする必要があり、この平均冷却速度は、好ましくは３００℃／分以下である。

（冷間加工工程）
寸法精度を良くするためや、押出されたコイルを直線にするために、熱間押出材に対して冷間加工を施しても良い。詳細には、熱間押出材または熱処理材に対して、約２％〜約２０％、好ましくは約２％〜約１５％、より好ましくは約２％〜約１０％の加工率で冷間抽伸を施し、そして矯正する（コンバインド抽伸、矯正）。または熱間押出材または熱処理材に対して、約２％〜約２０％、好ましくは約２％〜約１５％、より好ましくは約２％〜約１０％の加工率で、冷間で伸線加工を施す。なお、冷間加工率はほぼ０％であるが、矯正設備のみにより棒材の直線度を向上させることがある。

（低温焼鈍）
棒材、鍛造品においては、残留応力の除去や棒材の矯正を目的として、再結晶温度以下の温度で棒材、鍛造品を低温焼鈍することがある。その低温焼鈍の条件として、材料温度を２４０℃以上３５０℃以下とし、加熱時間を１０分から３００分とすることが望ましい。さらに低温焼鈍の温度（材料温度）をＴ（℃）、加熱時間をｔ（分）とすると、１５０≦（Ｔ−２２０）×（ｔ）^１／２≦１２００の関係を満たす条件で低温焼鈍を実施することが好ましい。なお、ここで、所定の温度Ｔ（℃）に達する温度より１０℃低い温度（Ｔ−１０）から、加熱時間ｔ（分）をカウント（計測）するものとする。

低温焼鈍の温度が２４０℃より低い場合、残留応力の除去が不十分であり、また十分に矯正が行えない。低温焼鈍の温度が３５０℃を超える場合、結晶粒界、相境界を中心にμ相が形成される。低温焼鈍の時間が１０分未満であると、残留応力の除去が不十分である。低温焼鈍の時間が３００分を超えると、μ相が増大する。低温焼鈍の温度を高くするか、或いは時間が長くなるにつれて、μ相が増大し、耐食性、衝撃特性、高温強度が低下する。しかしながら、低温焼鈍を施すことにより、μ相の析出は避けられず、如何にして、残留応力を除去しつつ、μ相の析出を最小限に留めるかがポイントとなる。
なお、（Ｔ−２２０）×（ｔ）^１／２の値の下限は、１５０であり、好ましくは１８０以上であり、より好ましくは２００以上である。また、（Ｔ−２２０）×（ｔ）^１／２の値の上限は、１２００であり、好ましくは１１００以下であり、より好ましくは１０００以下である。

このような製造方法によって、本発明の第１，２の実施形態に係る快削性銅合金が製造される。熱間加工工程と低温焼鈍工程のいずれかの工程が上述した条件を満たせば良く、上述した条件で熱間加工工程と低温焼鈍工程の両者を実施しても良い。

以上のような構成とされた本発明の第１、第２の実施形態に係る快削性合金によれば、合金組成、組成関係式、金属組織、組織関係式を上述のように規定しているので、厳しい環境下での耐食性、衝撃特性、高温強度に優れている。また、Ｐｂの含有量が少なくても優れた被削性を得ることができる。

以上、本発明の実施形態について説明したが、本発明はこれに限定されることはなく、その発明の技術的要件を逸脱しない範囲で適宜変更することが可能である。

以下、本発明の効果を確認すべく行った確認実験の結果を示す。なお、以下の実施例は、本発明の効果を説明するためのものであって、実施例に記載された構成要件、プロセス、条件が本発明の技術的範囲を限定するものでない。

（実施例１）
＜実操業実験＞
実操業で使用している低周波溶解炉及び半連続鋳造機を用いて銅合金の試作試験を実施した。表２に合金組成を示す。なお、実操業設備を用いていることから、表２に示す合金においては不純物についても測定した。また、製造工程は、表５〜表７に示す条件とした。

（工程Ｎｏ．Ａ１〜Ａ６、ＡＨ１〜ＡＨ５）
実操業している低周波溶解炉及び半連続鋳造機により直径２４０ｍｍのビレットを製造した。原料は、実操業に準じたものを使用した。ビレットを長さ８００ｍｍに切断して加熱した。熱間押出を行って直径２５．５ｍｍの丸棒状とし、コイルに巻き取った（押出材）。ビレットの約５０％が熱間押出された部位から、最後に押出された部位において、放射温度計を用いて温度の測定を行った。押出機からコイルに巻き取られるまで約３秒間の時間を要するが、その時点での材料温度を測定し、押出中間から最終までの平均押出温度を求めた。平均押出温度を、熱間加工温度（熱間押出温度）とした。なお、大同特殊鋼株式会社製の型式ＤＳ−０６ＤＦの放射温度計を用いた。
その押出材の温度の平均値が表５に示す温度の±５℃（（表５に示す温度）−５℃〜（表５に示す温度）＋５℃の範囲内）であることを確認した。
５７５℃から５１０℃の温度領域での平均冷却速度、および４７０℃から３８０℃の温度領域での平均冷却速度は、冷却ファンの調整及び巻き取りコイル材の保温等によって、表５に示す条件に調整した。
得られた直径２５．５ｍｍの丸棒に対して、冷間加工率が約５％の冷間抽伸を施し、そして矯正し、直径を２５ｍｍにした（コンバインド抽伸、矯正）。
なお、以下の表において、コンバインド抽伸、矯正を行った場合を“○”で示し、行わなかった場合を“−”で示した。

（工程Ｎｏ．Ｂ１〜Ｂ３、ＢＨ１〜ＢＨ３）
工程Ｎｏ．Ａ１で得られた棒材を、長さ３ｍに切断した。次いで、断面がＨ形状で、底面が平坦度のよい（１ｍ当たり、０．１ｍｍ以下の曲り）型枠に並べ、矯正目的で低温焼鈍した。低温焼鈍は、表５に示す条件で行った。なお、表中の条件式の値は、以下の式の値である。
（条件式）＝（Ｔ−２２０）×（ｔ）^１／２
Ｔ：温度（材料温度）（℃）、ｔ：加熱時間（分）

（工程Ｎｏ．Ｃ１〜Ｃ２、ＣＨ１）
実操業している低周波溶解炉及び半連続鋳造機により直径２４０ｍｍの鋳塊（ビレット）を製造した。原料は、実操業に準じたものを使用した。ビレットを長さ５００ｍｍに切断して加熱した。そして、熱間押出を行って直径５０ｍｍの丸棒状の押出材とした。この押出材は直棒の形状で押出テーブルに押出した。この熱間押出は、表５に示す３つの条件のいずれかの押出温度で行った。温度は、放射温度計を用いて測定した。押出機より押出された時点から約３秒後に温度の測定を行った。ビレットが約５０％押出されてから、押出終了までの押出材の温度を測定し、押出中間から最終までの平均押出温度を求めた。平均押出温度を、熱間加工温度（熱間押出温度）とした。
その押出材の温度の平均値が表５に示す温度の±５℃（（表５に示す温度）−５℃〜（表５に示す温度）＋５℃の範囲内）であることを確認した。
押出後、５７５℃から５１０℃までの温度領域での平均冷却速度は、２５℃／分であり、４７０℃から３８０℃までの温度領域での平均冷却速度は、１５℃／分であった（押出材）。

（工程Ｎｏ．Ｄ１〜Ｄ８、ＤＨ１〜ＤＨ２、熱間鍛造）
工程Ｎｏ．Ｃ１〜Ｃ２、ＣＨ１で得られた直径５０ｍｍの丸棒を長さ２００ｍｍに切断した。この丸棒を横置きにして、熱間鍛造プレス能力１５０トンのプレス機で、厚み１６ｍｍに鍛造した。所定の厚みに熱間鍛造された直後から約３秒経過後に、放射温度計を用いて温度の測定を行った。
熱間鍛造温度（熱間加工温度）は、表６に示す温度±５℃の範囲（（表６に示す温度）−５℃〜（表６に示す温度）＋５℃の範囲内）であることを確認した。熱間鍛造は、鍛造温度を一定とし、５７５℃から５１０℃の温度領域での平均冷却速度と、４７０℃から３８０℃の温度領域での平均冷却速度とを変えて実施した。なお、工程Ｎｏ．Ｄ７では、熱間鍛造後に、残留応力を除去するために、表６に示す条件で低温焼鈍を施した。

（工程Ｎｏ．Ｇ）
熱間押出を行い、対辺距離１７．８ｍｍの６角棒を得た。この６角棒は、工程Ｎｏ．Ｃ１と同様に押出テーブルに押出した。次いで、抽伸・矯正を行い、対辺距離１７ｍｍの６角棒とした。表７に示されたように、押出温度は６４０℃であり、５７５℃から５１０℃までの温度領域での平均冷却速度は、２０℃／分であり、４７０℃から３８０℃までの温度領域での平均冷却速度は、２５℃／分であった。

＜実験室実験＞
実験室設備を用いて銅合金の試作試験を実施した。表３及び表４に合金組成を示す。なお、残部はＺｎ及び不可避不純物である。表２に示す組成の銅合金も実験室実験に用いた。また、製造工程は、表８及び表９に示す条件とした。

（工程Ｎｏ．Ｅ１、Ｅ２）
実験室において、所定の成分比で原料を溶解し、直径１００ｍｍ、長さ１８０ｍｍの金型に融液を鋳込み、直径９５ｍｍに切削加工を施し、ビレットを作製した。このビレットを加熱し、直径２５ｍｍ、および直径４０ｍｍの丸棒に押出した。押出の開始時点から約３秒後の材料の温度を放射温度計で測定した。ビレットが約５０％押出されてから、押出終了までの押出材の温度を測定し、押出中間から最終までの平均押出温度を求めた。表８に示すように、５７５℃から５１０℃までの温度領域における平均冷却速度は、２５℃／分又は２０℃／分であった。４７０℃から３８０℃までの温度領域における平均冷却速度は、２０℃／分又は１５℃／分であった。次いで、押出材を矯正した。

（工程Ｎｏ．Ｆ１）
工程Ｎｏ．Ｅ２で得られた直径４０ｍｍの丸棒（銅合金棒）を長さ２００ｍｍに切断した。この丸棒を横置きにして、熱間鍛造プレス能力１５０トンのプレス機で、厚み１６ｍｍに鍛造した。所定の厚みに熱間鍛造した直後から約３秒経過後に、放射温度計を用いて温度の測定を行った。熱間鍛造温度が、表９に示す温度±５℃の範囲（（表９に示す温度）−５℃〜（表９に示す温度）＋５℃の範囲内）であることを確認した。５７５℃から５１０℃までの温度領域における平均冷却速度を２０℃／分とした。４７０℃から３８０℃までの温度領域における平均冷却速度を２０℃／分とした。
（工程Ｎｏ．Ｆ２）
直径４０ｍｍの連続鋳造棒に対して、工程Ｎｏ．Ｆ１と同様の条件で熱間鍛造を施した。

上述の試験材について、以下の手順にて、金属組織観察、耐食性（脱亜鉛腐食試験／浸漬試験）、被削性について評価を行った。

（金属組織の観察）
以下の方法により金属組織を観察し、α相、κ相、β相、γ相、μ相の面積率（％）を画像解析により測定した。なお、α’相、β’相、γ’相は、各々α相、β相、γ相に含めることとした。
各試験材の棒材、鍛造品の長手方向に対して平行に、または金属組織の流動方向に対して平行に切断した。次いで表面を研鏡（鏡面研磨）し、過酸化水素とアンモニア水の混合液でエッチングした。エッチングでは、３ｖｏｌ％の過酸化水素水３ｍＬと、１４ｖｏｌ％のアンモニア水２２ｍＬを混合した水溶液を用いた。約１５℃〜約２５℃の室温にてこの水溶液に金属の研磨面を約２秒〜約５秒浸漬した。
金属顕微鏡を用いて、主として倍率５００倍で金属組織を観察し、金属組織の状況によっては１０００倍で金属組織を観察した。５視野または１０視野の顕微鏡写真を用いて、金属組織を画像処理ソフト「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視野又は１０視野の面積率の平均値を求め、平均値を各相の相比率とした。そして、全ての構成相の面積率の合計を１００％とした。
γ相、μ相の長辺の長さは、以下の方法により測定した。５００倍または１０００倍の金属顕微鏡写真を用い、１視野において、γ相の長辺の最大長さを測定した。この作業を任意の５視野において行い、得られたγ相の長辺の最大長さの平均値を算出し、γ相の長辺の長さとした。同様に、μ相の大きさに応じて、５００倍または１０００倍の金属顕微鏡写真、或いは２０００倍または５０００倍の２次電子像写真（電子顕微鏡写真）を用い、１視野において、μ相の長辺の最大長さを測定した。この作業を任意の５視野において行い、得られたμ相の長辺の最大長さの平均値を算出し、μ相の長辺の長さとした。
具体的には、約７０ｍｍ×約９０ｍｍのサイズにプリントアウトした写真を用いて評価した。５００倍の倍率の場合、観察視野のサイズは２７６μｍ×２２０μｍであった。

相の同定が困難な場合は、ＦＥ−ＳＥＭ−ＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｄｉｆｆｒａｃｔｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎ）法によって、倍率５００倍又は２０００倍で、相を特定した。
また、平均冷却速度を変化させた実施例においては、主として結晶粒界に析出するμ相の有無を確認するために、日本電子株式会社製のＪＳＭ−７０００Ｆを用いて、２次電子像を撮影し、２０００倍または５０００倍の倍率で金属組織を確認した。２０００倍または５０００倍の２次電子像でμ相が確認できても、５００倍または１０００倍の金属顕微鏡写真でμ相が確認できない場合は、面積率には算定しなかった。すなわち、２０００倍または５０００倍の２次電子像で観察されたが５００倍または１０００倍の金属顕微鏡写真では確認できなかったμ相は、μ相の面積率には含めなかった。何故なら、金属顕微鏡で確認できないμ相は、主として長辺の長さが約５μｍ以下、幅は約０．５μｍ以下であるので、面積率に与える影響は、小さいためである。なお、μ相が５００倍または１０００倍で確認できなかったが、より高い倍率でμ相の長辺の長さが測定された場合、表中の測定結果において、μ相の面積率は０％であるがμ相の長辺の長さは記載している。

（μ相の観察）
日本電子製電界放出形型電子顕微鏡「ＪＳＭ−７０００Ｆ」を用いて、μ相の観察を行った。加速電圧１５ｋＶ、電流値（設定値）１５の条件で、倍率２０００倍または５０００倍で観察を行った。
μ相は、熱間押出後、４７０℃〜３８０℃の温度領域を８℃／分以下の平均冷却速度で冷却すると、μ相の存在が確認できた。図１は、試験Ｎｏ．Ｔ０５（合金Ｎｏ．Ｓ０１／工程Ｎｏ．Ａ５）の５０００倍の２次電子像の一例を示す。α相の結晶粒界に、μ相が析出していることが確認された（白灰色の細長い相）。μ相の長辺の長さについては、任意の５視野で目視により判断し、上述した方法により測定した。

（κ相に含有されるＳｎ量、Ｐ量）
κ相に含有されるＳｎ量、Ｐ量をＸ線マイクロアナライザーで測定した。測定には、日本電子製「ＪＸＡ−８２００」を用いて、加速電圧２０ｋＶ、電流値３．０×１０^−８Ａの条件で行った。
試験Ｎｏ．Ｔ０１（合金Ｎｏ．Ｓ０１／工程Ｎｏ．Ａ１）、試験Ｎｏ．Ｔ１７（合金Ｎｏ．Ｓ０１／工程Ｎｏ．ＢＨ３）、試験Ｎｏ．Ｔ４３７（合金Ｎｏ．Ｓ１２３／工程Ｎｏ．Ｅ１）について、Ｘ線マイクロアナライザーで、各相のＳｎ、Ｃｕ、Ｓｉ、Ｐの濃度の定量分析を行った結果を表１０〜表１２に示す。
μ相については、視野内で短辺の長さが、大きい部分を測定した。

上述の測定結果から、以下のような知見を得た。
１）合金組成によって各相に配分される濃度が少し異なる。
２）κ相へのＳｎの配分はα相の約１．５倍である。
３）γ相のＳｎ濃度は、α相のＳｎ濃度の約１５倍である。
４）κ相、γ相、μ相のＳｉ濃度は、α相のＳｉ濃度に比べ、各々約１．６倍、約２．１倍、約２．８倍である。
５）μ相のＣｕ濃度は、α相、κ相、γ相に比べ高い。
６）γ相の割合が多くなると、必然的に、α相、κ相のＳｎ濃度が低くなる。具体的には、同じＳｎ含有量であるが、γ相率が約３．７％の場合に比べて、γ相率が約１％の場合、α相、κ相のＳｎ濃度は、約２０％多い（１．２倍）。さらにγ相率が高くなると、α相、κ相のＳｎ濃度は、低くなると予測される。
７）κ相へのＰの配分はα相の約２倍である。
８）γ相のＰ濃度は、α相のＰ濃度の約３倍である。

（機械的特性）
（引張強さ）
各試験材をＪＩＳ Ｚ ２２４１の１０号試験片に加工し、引張強さの測定を行った。熱間押出材或いは熱間鍛造材の引張強さが、５６０Ｎ／ｍｍ^２以上、好ましくは５７０Ｎ／ｍｍ^２以上、より好ましくは５８５Ｎ／ｍｍ^２以上であれば、快削性銅合金の中でも最高の水準であり、各分野で使用される部材の薄肉・軽量化を図ることができる。
なお、引張試験片の仕上げ面粗さが、伸びや引張強さに影響を与える。このため、引張試験片の標点間の任意の場所の基準長さ４ｍｍ当たりの表面粗さが下記の条件を満たすように引張試験片を作製した。また、使用した試験機は、島津製作所製の万能試験機（ＡＧ−Ｘ）であった。
（引張試験片の表面粗さの条件）
引張試験片の標点間の任意の場所の基準長さ４ｍｍ当たりの断面曲線において、Ｚ軸の最大値と最小値の差が２μｍ以下であること。断面曲線とは、測定断面曲線にカットオフ値λｓの低減フィルタを適用して得られる曲線をさす。
（高温クリープ）
各試験片から、ＪＩＳ Ｚ ２２７１の直径１０ｍｍのつば付き試験片を作製した。室温の０．２％耐力に相当する荷重を試験片にかけた状態で、１５０℃で１００時間経過後のクリープひずみを測定した。常温における標点間の伸びで、０．２％の塑性変形に相当する荷重を加え、この荷重をかけた状態で試験片を１５０℃、１００時間保持した後のクリープひずみが０．４％以下であれば良好である。このクリープひずみが０．３％以下であれば、銅合金では最高の水準であり、例えば、高温で使用されるバルブ、エンジンルームに近い自動車部品では、信頼性の高い材料として使用できる。
（衝撃特性）
衝撃試験では、押出棒材、鍛造材およびその代替材、鋳造材、連続鋳造棒材から、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準じたＵノッチ試験片（ノッチ深さ２ｍｍ、ノッチ底半径１ｍｍ）を採取した。半径２ｍｍの衝撃刃でシャルピー衝撃試験を行い、衝撃値を測定した。
なお、参考までにＶノッチ形状の試験片も使われるので、Ｖノッチ試験片とＵノッチ試験片で行ったときの衝撃値の関係は、およそ以下のとおりである。
（Ｖノッチ衝撃値）＝０．８×（Ｕノッチ衝撃値）−３

（被削性）
被削性の評価は、以下のように、旋盤を用いた切削試験で評価した。
直径５０ｍｍ、４０ｍｍ、又は２５ｍｍの熱間押出棒材、直径２５ｍｍの冷間抽伸材については、切削加工を施して直径を１８ｍｍとして試験材を作製した。鍛造材については、切削加工を施して直径を１４．５ｍｍとして試験材を作製した。ポイントノーズ・ストレート工具、特にチップブレーカーの付いていないタングステン・カーバイド工具を旋盤に取り付けた。この旋盤を用い、乾式下にて、すくい角−６度、ノーズ半径０．４ｍｍ、切削速度１５０ｍ／分、切削深さ１．０ｍｍ、送り速度０．１１ｍｍ／ｒｅｖの条件で、直径１８ｍｍ又は１４．５ｍｍの試験材の円周上を切削した。
工具に取り付けられた３部分から成る動力計（三保電機製作所製、ＡＳＴ式工具動力計ＡＳＴ−ＴＬ１００３）から発せられるシグナルが、電気的電圧シグナルに変換され、レコーダーに記録された。次にこれらのシグナルは切削抵抗（Ｎ）に変換された。従って、切削抵抗、特に切削の際に最も高い値を示す主分力を測定することにより、合金の被削性を評価した。
同時に切屑を採取し、切屑形状により被削性を評価した。実用の切削で最も問題となるのは、切屑が工具に絡みついたり、切屑が嵩張ることである。このため、切屑形状が１巻き以下の切屑しか生成しなかった場合を“○”（good）と評価した。切屑形状が１巻きを超えて３巻きまでの切屑が生成した場合を“△”（fair）と評価した。切屑形状が３巻きを超える切屑が生成した場合を“×”（poor）と評価した。このように、３段階の評価をした。
切削抵抗は、材料の強度、例えば、剪断応力、引張強さや０．２％耐力にも依存し、強度が高い材料ほど切削抵抗が高くなる傾向がある。切削抵抗がＰｂを１〜４％含有する快削黄銅棒の切削抵抗に対して約１０％から約２０％高くなる程度であれば、実用上十分許容される。本実施形態においては、切削抵抗が１３０Ｎを境（境界値）として評価した。詳細には、切削抵抗が１３０Ｎより小さければ、被削性に優れる（評価：○）と評価した。切削抵抗が１３０Ｎ以上、１４５Ｎより小さければ、被削性を“可（△）”と評価した。切削抵抗が１４５Ｎ以上であれば、被削性を“不可（×）”と評価した。因みに、５８ｍａｓｓ％Ｃｕ−４２ｍａｓｓ％Ｚｎ合金に対して工程Ｎｏ．Ｆ１を施して試料を製作して評価したところ、切削抵抗は１８５Ｎであった。

（熱間加工試験）
直径５０ｍｍ又は直径２５．５ｍｍの棒材を切削によって直径１５ｍｍとし、長さ２５ｍｍに切断し試験材を作製した。まず試験材を７２０℃または６３５℃で１０分間保持した。材料温度は７２０℃と６３５℃の２条件のいずれかで±３℃（７２０℃の場合７１７〜７２３℃の範囲であり、６３５℃の場合６３２〜６３８℃の範囲）に１０分間保持した。次いで、試験材を縦置きにして、熱間圧縮能力１０トンで電気炉が併設されているアムスラー試験機を用い、ひずみ速度０．０４／秒、加工率８０％で高温圧縮し、厚み５ｍｍとした。
試験材としては、Ａ工程材、Ｃ工程材、Ｅ工程材を用いた。また、工程Ｎｏ．Ｆ２において熱間鍛造の素材として用いた連続鋳造棒を“Ｆ２工程品”と呼び、試験材として用いた。例えば、試験Ｎｏ．Ｔ３４（工程Ｎｏ．Ｆ２）では、最終製品ではなく、熱間鍛造の素材として用いた連続鋳造棒の熱間加工性を評価した。
熱間加工性の評価は、倍率１０倍の拡大鏡を用い、０．２ｍｍ以上の開口した割れが観察された場合、割れ発生と判断した。７２０℃、６３５℃の２条件とも割れが発生しなかった時を“○”（good）と評価した。７２０℃で割れが発生したが６３５℃で割れが発生しなかった場合を“△”（fair）と評価した。７２０℃で割れが発生しなかったが６３５℃で割れが発生した場合を“▲”（fair）と評価した。７２０℃、６３５℃の２条件とも割れが発生した場合を“×”（poor）と評価した。
７２０℃、６３５℃の２条件で割れが発生しなかった場合、実用上の熱間押出、熱間鍛造に関し、実施上、多少の材料の温度低下が生じても、また、金型やダイスと材料が瞬時であるが接触し、材料の温度低下があっても、適正な温度で実施すれば、問題は無い。７２０℃と６３５℃のいずれかの温度で割れが生じた場合、実用上の制約は受けるが、より狭い温度範囲で管理すれば、熱間加工が実施可能と判断される。７２０℃と６３５℃の両者の温度で、割れが生じた場合は、実用上問題があると判断される。

（脱亜鉛腐食試験１，２）
試験材が押出材の場合、試験材の暴露試料表面が押出し方向に対して垂直となるよう試験材をフェノール樹脂材に埋込んだ。試験材が鋳物材（鋳造棒）の場合、試験材の暴露試料表面が鋳物材の長手方向に対して垂直となるよう試験材をフェノール樹脂材に埋込んだ。試験材が鍛造材の場合、試験材の暴露試料表面が鍛造の流動方向に対して垂直となるようにしてフェノール樹脂材に埋込んだ。
試料表面を１２００番までのエメリー紙により研磨し、次いで、純水中で超音波洗浄してブロワーで乾燥した。その後、各試料を、準備した浸漬液に浸漬した。
試験終了後、暴露表面が、押出し方向、長手方向、又は鍛造の流動方向に対して直角を保つように、試料をフェノール樹脂材に再び埋め込んだ。次に、腐食部の断面が最も長い切断部として得られるように試料を切断した。続いて試料を研磨した。
金属顕微鏡を用い、５００倍の倍率で顕微鏡の視野１０ヶ所（任意の１０箇所の視野）にて、腐食深さを観察した。最も深い腐食ポイントが最大脱亜鉛腐食深さとして記録された。

脱亜鉛腐食試験１では、浸漬液として、以下の試験液１を準備して上記の作業を実施した。脱亜鉛腐食試験２では、浸漬液として、以下の試験液２を準備して上記の作業を実施した。
試験液１は、酸化剤となる消毒剤が過剰に投与され、ｐＨが低く厳しい腐食環境を想定し、さらにその腐食環境での加速試験を行うための溶液である。この溶液を用いると、その厳しい腐食環境での約７５〜１００倍の加速試験となることが推定される。最大腐食深さが１００μｍ以下であれば、耐食性は良好である。特に優れた耐食性が求められる場合は、最大腐食深さは、好ましくは７０μｍ以下であり、さらに好ましくは５０μｍ以下であると良いと推定される。
試験液２は、塩化物イオン濃度が高く、ｐＨが低く、硬度が低く厳しい腐食環境を想定し、さらにその腐食環境での加速試験を行うための溶液である。この溶液を用いると、その厳しい腐食環境での約３０〜５０倍の加速試験となることが推定される。最大腐食深さが５０μｍ以下であれば、耐食性は良好である。特に優れた耐食性が求められる場合は、最大腐食深さは好ましくは３５μｍ以下であり、さらに好ましくは２５μｍ以下であると良いと推定される。本実施例では、これらの推定値をもとに評価した。

脱亜鉛腐食試験１では、試験液１として、次亜塩素酸水（濃度３０ｐｐｍ、ｐＨ＝６．８、水温４０℃）を用いた。以下の方法で試験液１を調整した。蒸留水４０Ｌに市販の次亜塩素酸ナトリウム（ＮａＣｌＯ）を投入し、ヨウ素滴定法による残留塩素濃度が３０ｍｇ／Ｌになるように調整した。残留塩素は時間とともに、分解し減少するため、残留塩素濃度を常時ボルタンメトリー法により測定しながら、電磁ポンプにより次亜塩素酸ナトリウム投入量を電子制御した。ｐＨを６．８に下げるために二酸化炭素を流量調整しながら投入した。水温は４０℃になるように温度コントローラーにて調整した。このように残留塩素濃度、ｐＨ、水温を一定に保ちながら、試験液１中に試料を２ヶ月間保持した。次いで水溶液中から試料を取り出して、その脱亜鉛腐食深さの最大値（最大脱亜鉛腐食深さ）を測定した。

脱亜鉛腐食試験２では、試験液２として、表１３に示す成分の試験水を用いた。試験液２は、蒸留水に市販の薬剤を投入し調整した。腐食性の高い水道水を想定し、塩化物イオン８０ｍｇ／Ｌ、硫酸イオン４０ｍｇ／Ｌ、硝酸イオン３０ｍｇ／Ｌを投入した。アルカリ度および硬度は日本の一般的な水道水を目安にそれぞれ３０ｍｇ／Ｌ、６０ｍｇ／Ｌに調整した。ｐＨを６．３に下げるために二酸化炭素を流量調整しながら投入し、溶存酸素濃度を飽和させるために酸素ガスを常時投入した。水温は室温と同じ２５℃で行なった。このようにｐＨ、水温を一定に保ち、溶存酸素濃度を飽和状態としながら、試験液２中に試料を３ヶ月間保持した。次いで、水溶液中から試料を取出して、その脱亜鉛腐食深さの最大値（最大脱亜鉛腐食深さ）を測定した。

（脱亜鉛腐食試験３：ＩＳＯ６５０９脱亜鉛腐食試験）
本試験は、脱亜鉛腐食試験方法として、多くの国々で採用されており、ＪＩＳ規格においても、ＪＩＳ Ｈ ３２５０で規定されている。
脱亜鉛腐食試験１，２と同様に、試験材をフェノール樹脂材に埋込んだ。試料表面を１２００番までのエメリー紙により研磨し、次いで、純水中で超音波洗浄して乾燥した。
各試料を、１．０％の塩化第２銅２水和塩（ＣｕＣｌ_２・２Ｈ_２Ｏ）の水溶液（１２．７ｇ／Ｌ）中に浸漬し、７５℃の温度条件下で２４時間保持した。その後、水溶液中から試料を取出した。
暴露表面が押出し方向、長手方向、又は鍛造の流動方向に対して直角を保つように、試料をフェノール樹脂材に再び埋め込んだ。次に、腐食部の断面が最も長い切断部として得られるように試料を切断した。続いて試料を研磨した。
金属顕微鏡を用い、１００倍〜５００倍の倍率で、顕微鏡の視野１０ヶ所にて、腐食深さを観察した。最も深い腐食ポイントが最大脱亜鉛腐食深さとして記録された。
なお、ＩＳＯ ６５０９の試験を行ったとき、最大腐食深さが２００μｍ以下であれば、実用上の耐食性に関して問題ないレベルとされている。特に優れた耐食性が求められる場合は、最大腐食深さは、好ましくは１００μｍ以下であり、さらに好ましくは５０μｍ以下とされている。
本試験において、最大腐食深さが２００μｍを超える場合は“×”（ｐｏｏｒ）と評価した。最大腐食深さが５０μｍ超え、２００μｍ以下の場合を“△”（ｆａｉｒ）と評価した。最大腐食深さが５０μｍ以下の場合を“○”（ｇｏｏｄ）と厳しく評価した。本実施形態は、厳しい腐食環境を想定しているために厳しい評価基準を採用した。

（応力腐食割れ試験）
過酷な応力腐食割れ環境に耐えるかどうかを判断するために、以下の手順で応力腐食割れ試験を実施した。
試験液として、ＡＳＴＭ−Ｂ８５８に規定されている方法に従い、最も厳しい環境とされているｐＨ１０．３の溶液を用いた。２５℃に制御された条件下で試料をこの溶液に２４時間及び９６時間暴露した。なお、ＡＳＴＭ−Ｂ８５８では、暴露時間は２４時間とされているが、本実施形態の合金は、より高い信頼性を求めるため９６時間でも実施した。
試験後に試験片を希硫酸で洗い、２５倍の拡大鏡で端面を観察し、端面に割れが生じているかどうか判断した。９６時間で割れなかったものを耐応力腐食割れ性に優れるとして“○”（good）と評価した。９６時間で割れが生じたが２４時間で割れが無かったものを耐応力腐食割れ性が良好であるとして“△”（fair）と評価した。この△の評価では、より高い信頼性が求められる場合は問題がある。２４時間で割れたものを厳しい環境下での耐応力腐食割れ性が悪いとして“×”（poor）と評価した。

試験片として、工程Ｇで製造された対辺１７ｍｍの六角試験棒（試験Ｎｏ．Ｔ３１，Ｔ７０，Ｔ１１０）を、切削により、Ｒ１／４の管用テーパネジ加工し、六角ナットと六角ボルトを作製した。締め付けトルクを５０Ｎｍとして、六角ボルトに六角ナットを締め付けた。この六角ボルトに六角ナットが締め付けられたものを試験片として用い、上述した応力腐食割れ試験を行った。
本実施形態の合金では、耐応力腐食割れ性に関し、高い信頼性が求められている銅合金の位置付けであるので、締め付けトルクに関しても、ＪＩＳ Ｂ ８６０７（冷媒用フレア及びろう付け管継手）で規定されているトルク：１６±２Ｎｍ（１４〜１８Ｎｍ）の３倍に相当するトルクを負荷して試験した。すなわち、応力腐食割れの因子である、腐食環境、負荷応力、時間を非常に厳しくした条件で、実施、評価したものである。

評価結果を表１４〜表３７に示す。
試験Ｎｏ．Ｔ０１〜Ｔ３４，Ｔ４０〜Ｔ７３，Ｔ８０〜Ｔ１１３は、実操業の実験での結果である。試験Ｎｏ．Ｔ２０１〜Ｔ２３３，Ｔ３０１〜Ｔ３１５は、実験室の実験での実施例に相当する結果である。試験Ｎｏ．Ｔ４０１〜Ｔ４４６，Ｔ５０１〜Ｔ５１４は、実験室の実験での比較例に相当する結果である。
表中の工程Ｎｏ．に記載の“＊１”、“＊２”、“＊３”は、以下の事項であったことを示す。
＊１）押出材の表面にざら状の欠陥（魚のうろこ状の割れ）が発生し、次工程（実験）に進めなかった。
＊２）押出材の表面にざら状の欠陥が発生したが、それらを除去して次の実験を行った。
＊３）熱間鍛造時に側面割れが生じたが、割れ部分を除いて一部の評価を実施した。

以上の実験結果は、以下のとおりに纏められる。

１）本実施形態の組成を満足し、組成関係式ｆ０、ｆ１、ｆ２、金属組織の要件、および組織関係式ｆ３、ｆ４、ｆ５、ｆ６を満たすことにより、少量のＰｂの含有で、良好な被削性が得られ、良好な熱間加工性、過酷な環境下での優れた耐食性、耐応力腐食割れ性を備え、且つ高強度で、良好な衝撃特性、高温特性を持ち合せる熱間押出材、熱間鍛造材が得られることが確認できた（合金Ｎｏ．Ｓ１２〜Ｓ３０、Ｓ５１〜Ｓ５８、Ｓ１０５のいずれかに対して工程Ｎｏ．Ａ１〜Ａ６、Ｂ１〜Ｂ３、Ｃ１，Ｃ２、Ｄ１〜Ｄ７、Ｅ１，Ｅ２，Ｆ１，Ｆ２，Ｇのいずれかを施した例）。
２）Ｓｂ、Ａｓの含有は、さらに過酷な条件下での耐食性を向上させることが確認できた（合金Ｎｏ．Ｓ５１〜Ｓ５８）。
３）Ｂｉの含有により、さらに切削抵抗が低くなることが確認できた（合金Ｎｏ．Ｓ５２、Ｓ５５）。

４）Ｃｕ含有量が少ないと、γ相が多くなり被削性は良好であったが、耐食性、衝撃特性、高温特性が悪くなった。逆にＣｕ含有量が多いと、被削性、熱間加工性が悪くなった。また、衝撃特性も悪くなった（合金Ｎｏ．Ｓ１０７，Ｓ１０９，Ｓ１２０，Ｓ１２５，Ｓ１３１，Ｓ１３２，Ｓ１３４，Ｓ１３５）。Ｃｕ含有量が、７７．５ｍａｓｓ％以上で、８０．０ｍａｓｓ％以下であると、さらに特性が良くなった。
５）Ｓｎ含有量が０．２８ｍａｓｓ％より多いと、γ相の面積率が２．０％より多くなり、被削性は良好であったが、耐食性、衝撃特性、高温特性が悪くなった（合金Ｓ１０３、Ｓ１０４、Ｓ１２６，Ｓ１２７，Ｓ１３１，Ｓ１３５）。一方、Ｓｎ含有量が０．０７ｍａｓｓ％より少ないと、過酷な環境下での脱亜鉛腐食深さが大きかった（合金Ｎｏ．Ｓ１１０、Ｓ１１５、Ｓ１１７，Ｓ１３３，Ｓ１３４）。Ｓｎ含有量が、０．０８ｍａｓｓ％以上で、０．２５ｍａｓｓ％以下であるとさらに特性が良くなった。
６）Ｐ含有量が多いと、衝撃特性が悪くなった。また切削抵抗が少し高かった（合金Ｎｏ．Ｓ１０１）。一方、Ｐ含有量が少ないと、過酷な環境下での脱亜鉛腐食深さが大きかった（合金Ｎｏ．Ｓ１０２，Ｓ１１０，Ｓ１１６，Ｓ１３３，Ｓ１３８）。
７）実操業で行われる程度の不可避不純物を含有しても、諸特性に大きな影響を与えないことが確認できた（合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ０２、Ｓ０３、）。本実施形態の組成範囲外、若しくは境界値の組成であるが、不可避不純物の限度を超えるＦｅを含有すると、ＦｅとＳｉ、或いはＦｅとＰの金属間化合物を形成していると考えられる。その結果、有効に働くＳｉ濃度、或いはＰ濃度が減少し、耐食性が悪くなり、金属間化合物の形成と相まって被削性能が少し低くなった（合金Ｎｏ．Ｓ１３６、Ｓ１３７、Ｓ１３８）。

８）組成関係式ｆ０の値が低いと、過酷な環境下での脱亜鉛腐食深さが大きく、切削抵抗が少し高かった（合金Ｎｏ．Ｓ１１，Ｓ１１０，Ｓ１１５，Ｓ１１７，Ｓ１３３，Ｓ１３４）。組成関係式ｆ０の値が高いと、γ相が多くなり、耐脱亜鉛腐食性、衝撃特性、高温特性が悪くなった（合金Ｎｏ．Ｓ１０３，Ｓ１０４，Ｓ１０６〜Ｓ１０８，Ｓ１１２，Ｓ１２２，Ｓ１２３，Ｓ１２６，Ｓ１２７，Ｓ１３１，Ｓ１３２，Ｓ１３５）。
９）組成関係式ｆ１の値が低いと、γ相が多くなり、被削性は、良好であったが、耐食性、衝撃特性、高温特性が悪くなった（合金Ｎｏ．Ｓ１０３，Ｓ１０４，Ｓ１０７〜Ｓ１０９、Ｓ１１２，Ｓ１２２，Ｓ１２３，Ｓ１２５〜Ｓ１２７、Ｓ１３１，Ｓ１３２，Ｓ１３４，Ｓ１３５，Ｓ１３７，Ｓ１３８）。組成関係式ｆ１の値が高いと、κ相が多くなり、被削性、熱間加工性、衝撃特性が悪くなった（合金Ｎｏ．Ｓ１２１）。
１０）組成関係式ｆ２の値が低いと、γ相が多くなり、場合によってはβ相が出現し、被削性は、良好であったが、高温側での熱間加工性、耐食性、衝撃特性、高温特性が悪くなった（合金Ｎｏ．Ｓ１０６，Ｓ１０７，Ｓ１１９，Ｓ１２９，Ｓ１３２，Ｓ１３４）。組成関係式ｆ２の値が高いと、熱間加工性が悪くなり、熱間押出で問題が生じた。また、被削性、衝撃特性が悪くなった（合金Ｎｏ．Ｓ１１４，Ｓ１１８，Ｓ１２２，Ｓ１２８）。

１１）金属組織において、γ相の面積率が２．０％より多いと、または、γ相の長辺の長さが５０μｍより長いと、被削性は良好であったが、耐食性、衝撃特性、高温特性が悪くなった。特にγ相が多いと、過酷な環境下での脱亜鉛腐食試験においてγ相の選択腐食が生じた（試験Ｎｏ．Ｔ２０，Ｔ４０５〜Ｔ４１０，Ｔ４１３〜Ｔ４１８、Ｔ４２２，Ｔ４３１，Ｔ４３２，Ｔ４３５〜Ｔ４３９、Ｔ４４１〜Ｔ４４４、Ｔ５０１〜Ｔ５０４，Ｔ５０６〜Ｔ５１４）。
μ相の面積率が２％より多いと、耐食性、衝撃特性、高温特性が悪くなった。過酷な環境下での脱亜鉛腐食試験において、粒界腐食やμ相の選択腐食が生じた（試験Ｎｏ．Ｔ４８，Ｔ４９，Ｔ５５，Ｔ６８，Ｔ８９，Ｔ９６，Ｔ４２１，Ｔ４３４）。
β相の面積率が０．５％より多いと、耐食性、衝撃特性、高温特性が悪くなった（試験Ｎｏ．Ｔ０８，Ｔ４７，Ｔ４１６，Ｔ４３１，Ｔ４３２，Ｔ５０３，Ｔ５０４，Ｔ５０６）。
κ相の面積率が７２％より多いと、被削性、衝撃特性、熱間加工性が悪くなった（試験Ｎｏ．Ｔ４３３，Ｔ４３４）。一方、κ相の面積率が３６％より少ないと、被削性が悪かった（試験Ｎｏ．Ｔ４１７，Ｔ４２４，Ｔ４３５，Ｔ４４０，Ｔ５０９，Ｔ５１１，Ｔ５１３，Ｔ５１４）。

１２）組織関係式ｆ５が、３．０％以下であると耐食性、衝撃特性、高温特性がよくなった（合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ０２、Ｓ０３、Ｓ１４、Ｓ１０３）。
組織関係式ｆ５＝（γ）＋（μ）が３％を超えると、またはｆ３＝（α）＋（κ）が９６．５％より小さいと、耐食性、衝撃特性、高温特性が悪くなった（試験Ｎｏ．Ｔ１０，Ｔ１６，Ｔ１７，Ｔ４８，Ｔ４９，Ｔ５５，Ｔ６８，Ｔ８９，Ｔ４０５，Ｔ４０７〜Ｔ４１０，Ｔ４１６，Ｔ４１８，Ｔ４２１，Ｔ４２２，Ｔ４３１，Ｔ４３２，Ｔ４３５，Ｔ４４２〜Ｔ４４４，Ｔ４４６，Ｔ５０１〜Ｔ５０４，Ｔ５０６〜Ｔ５０８，Ｔ５１１〜Ｔ５１４）。
組織関係式ｆ６＝（κ）＋６×（γ）^１／２＋０．５×（μ）が８０より大きい、又は３８より小さいと、被削性が悪かった（試験Ｎｏ．Ｔ４２４，Ｔ４３３，Ｔ４３５，Ｔ５１１〜Ｔ５１３，Ｔ５１４）。
ｆ６の値が３８よりも小さい場合でも、γ相の面積率が２．０％以上であれば、切削抵抗が低く、切り屑の形状も良好な物が多かった（合金Ｎｏ．Ｓ１０３、Ｓ１０４、Ｓ１０６〜Ｓ１０９等）。

１３）κ相に含有されるＳｎ量が０．０８ｍａｓｓ％より低いと、過酷な環境下での脱亜鉛腐食深さが大きく、κ相の腐食が生じていた。また、切削抵抗も少し高かった（合金Ｎｏ．Ｓ１０５、Ｓ１１０、Ｓ１１５など、試験Ｎｏ．Ｔ４１１，Ｔ４１２，Ｔ４１９，Ｔ４２０，Ｔ４２５，Ｔ４２９，Ｔ５０３〜Ｔ５０６，Ｔ５１３，Ｔ５１４）。
γ相の割合が高い場合、κ相に含有されるＳｎの量が、合金に含有されるＳｎの量よりも、少なくなった（合金Ｎｏ．Ｓ２２１，Ｓ１０４，Ｓ１２２，Ｓ１２３）。耐応力腐食割れ性が優れていることが確認できた（試験Ｎｏ．Ｔ３１，Ｔ７０，Ｔ１１０）。
γ相の面積率が約０．１％〜約１．０％であっても、κ相の面積率が３６％以上であること、０．０２２％〜０．２０％以下のＰｂを含有していること、及びκ相中のＳｎ濃度が０．０８ｍａｓｓ％以上であることにより、良好な被削性を確保でき、良好な耐食性と高温特性、高い強度を備えることができた（合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ１６、Ｓ２９）。
１４）κ相に含有されるＰ量が０．０７ｍａｓｓ％より低いと、過酷な環境下での脱亜鉛腐食深さが大きく、κ相の腐食が生じていた。（合金Ｎｏ．Ｓ１０２、Ｓ１１０、Ｓ１１６など、試験Ｎｏ．Ｔ４０３，Ｔ４０４，Ｔ４１９，Ｔ４２０，Ｔ４２７，Ｔ４２８，Ｔ５０５）。
１５）組成の要件、金属組織の要件をすべて満たしておれば、引張強さが５６０Ｎ／ｍｍ^２以上、室温での０．２％耐力に相当する荷重を負荷した状態で１５０℃で１００時間保持した後のクリープひずみが０．４％以下であった。なお、組成の要件、金属組織の要件をすべて満たしている合金のほとんどは、引張強さが５７０Ｎ／ｍｍ^２以上であり、１５０℃で１００時間保持した後のクリープひずみが０．３％以下であり、優れた強度と高温特性を備えていた。
組成の要件、金属組織の要件をすべて満たしておれば、Ｕノッチのシャルピー衝撃試験値が１２Ｊ／ｃｍ^２以上であった。但し、顕微鏡の倍率では観察されないμ相の長辺の長さが長くなると、衝撃特性、高温特性が悪くなった（合金Ｎｏ．Ｓ０１、工程Ｎｏ．Ａ５、Ｄ５、試験Ｎｏ．Ｔ０９，Ｔ１０，Ｔ１６，Ｔ１７，Ｔ４８，Ｔ４９，Ｔ５５，Ｔ６８，Ｔ８８，Ｔ８９）。

１６）量産設備を用いた材料と実験室で作成した材料の評価では、ほぼ同じ結果が得られた（合金Ｎｏ，Ｓ０１、Ｓ０２、工程Ｎｏ．Ｃ１、Ｃ２、Ｅ１、Ｆ１）。
１７）製造条件について、以下の条件で各工程を行うと、各々、過酷な環境下での優れた耐食性、耐応力腐食割れ性を備え、良好な衝撃特性、高温特性を持ち合せる熱間押出材、熱間鍛造材が得られることが確認できた（合金Ｎｏ．Ｓ０１、工程Ｎｏ．Ａ１〜Ａ６、Ｄ１〜Ｄ８）。
（条件）熱間加工温度が６００℃以上、７４０℃以下で熱間加工が行われ、熱間加工後、４７０℃から３８０℃までの温度領域における平均冷却速度が２．５℃／分以上、５００℃／分以下の範囲内で冷却を行う。好ましくは、熱間加工温度が６００℃以上、６９０℃以下で熱間加工が行われ、熱間加工後、４７０℃から３８０℃までの温度領域における平均冷却速度が４℃／分以上、３００℃／分以下の範囲内で冷却を行う。より好ましくは、熱間加工温度が６０５℃以上、６４５℃以下で熱間加工が行われ、熱間加工後、４７０℃から３８０℃までの温度領域における平均冷却速度が８℃／分以上、２００℃／分以下の範囲内で冷却を行う。
熱間押出温度が低い方が、γ相の占める割合が少なく、γ相の長辺の長さが短く、耐食性、衝撃特性、引張強さ、高温特性が良かった（工程Ｎｏ．Ａ１、工程Ｎｏ．Ａ３）。
熱間加工後、４７０℃から３８０℃までの温度領域での冷却速度が速い方が、μ相の占める割合が少なく、μ相の長辺の長さが短く、耐食性、衝撃特性、引張強さ、高温特性が良かった（工程Ｎｏ．Ａ１、工程Ｎｏ．Ａ６）。
熱間押出温度が低い押出材の方が、熱間鍛造後のγ相の占める割合が少なく、γ相の長辺の長さが短かった（工程Ｎｏ．Ｄ１、工程Ｎｏ．Ｄ８）。
熱間鍛造後、５７５℃から５１０℃の温度領域での平均冷却速度が、１．５℃／分であると、熱間鍛造後のγ相の占める割合が少なく、γ相の長辺の長さが短かった（工程Ｎｏ．Ｄ３）。
熱間鍛造素材として連続鋳造棒を使用しても、良好な諸特性が得られた（工程Ｎｏ．Ｆ２）。

１８）冷間加工後、或は、熱間加工後、以下の条件で低温焼鈍した場合、過酷な環境下での優れた耐食性を備え、良好な衝撃特性、高温特性を持ち合せる冷間加工材、熱間加工材が得られることが確認できた（合金Ｎｏ．Ｓ０１、工程Ｎｏ．Ｂ１〜Ｂ３）。
（条件）２４０℃以上３５０℃以下の温度で１０分から３００分加熱し、加熱温度をＴ℃、加熱時間をｔ分とするとき、１５０≦（Ｔ−２２０）×（ｔ）^１／２≦１２００を満たす。

１９）合金Ｎｏ．Ｓ０１〜Ｓ０３に対して工程Ｎｏ．ＡＨ５を施した場合、変形抵抗が高いために、最後まで押出することができなかったので、その後の評価を中止した。
また、工程Ｎｏ．ＢＨ１においては、矯正が不十分で低温焼鈍が不適であり、品質上問題が生じた。

２０）合金Ｎｏ．Ｓ１１１においては、押出表面にざら状の欠陥が発生したため、耐食性の評価を行ったが、その他の評価を中止した。
合金Ｎｏ．Ｓ１１４、Ｓ１２０、Ｓ１２８においては、押出表面にざら状の欠陥が発生したが、その欠陥を除去してその後の評価を実施した。
合金Ｎｏ．Ｓ１１９においては、熱間鍛造時に側面割れが生じた。このため、割れ部分を除いてその後の評価を実施した。
脱亜鉛腐食試験３（ＩＳＯ６５０９脱亜鉛腐食試験）の評価結果に関して、β相を３％以上またはγ相を１０％以上含むと、不合格（poor）であったが、γ相を３〜５％含有する合金は合格（fair又はgood）であった。本実施形態で採用した腐食環境（脱亜鉛腐食試験１，２）は、厳しい環境を想定したものであることの裏付けである。脱亜鉛腐食試験３（ＩＳＯ６５０９脱亜鉛腐食試験）は、一般的な腐食環境を想定した試験であり、厳しい腐食環境での脱亜鉛腐食性の判断や判定は難しい。

以上のことから、本実施形態の合金のように、各添加元素の含有量および各組成関係式、金属組織、各組織関係式が適正な範囲にある本実施形態の合金は、熱間加工性（熱間押出、熱間鍛造）に優れ、耐食性、被削性も良好である。また、本実施形態の合金において優れた特性を得るためには、熱間押出および熱間鍛造での製造条件を適正範囲とすることで達成できる。

（実施例２）
本実施形態の比較例である合金に関して、８年間過酷な水環境下で使用された銅合金Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金鋳物（試験Ｎｏ．Ｔ６０１／合金Ｎｏ．Ｓ２０１）を入手した。なお、使用された環境の水質などの詳細な資料は無い。実施例１と同様の方法で、試験Ｎｏ．Ｔ６０１の組成、金属組織の分析を行った。また金属顕微鏡を用いて断面の腐食状態を観察した。詳細には、暴露表面が長手方向に対して直角を保つように、試料をフェノール樹脂材に埋め込んだ。次に、腐食部の断面が最も長い切断部として得られるように試料を切断した。続いて試料を研磨した。金属顕微鏡を用いて断面を観察した。また最大腐食深さを測定した。
次に、試験Ｎｏ．Ｔ６０１と同様の組成及び作製条件で、類似の合金鋳物を作製した（試験Ｎｏ．Ｔ６０２／合金Ｎｏ．Ｓ２０２）。類似の合金鋳物（試験Ｎｏ．Ｔ６０２）について、実施例１に記載の組成、金属組織の分析、機械的特性などの評価（測定）、及び脱亜鉛腐食試験１〜３を行った。そして、試験Ｎｏ．Ｔ６０１の実際の水環境による腐食状態と、試験Ｎｏ．Ｔ６０２の脱亜鉛腐食試験１〜３の加速試験による腐食状態とを比較し、脱亜鉛腐食試験１〜３の加速試験の妥当性を検証した。
また、実施例１に記載の本実施形態の合金（試験Ｎｏ．Ｔ０１／合金Ｎｏ．Ｓ０１／工程Ｎｏ．Ａ１）の脱亜鉛腐食試験１の評価結果（腐食状態）と、試験Ｎｏ．Ｔ６０１の腐食状態や試験Ｎｏ．Ｔ６０２の脱亜鉛腐食試験１の評価結果（腐食状態）とを比較し、試験Ｎｏ．Ｔ０１の耐食性を考察した。

試験Ｎｏ．Ｔ６０２は、以下の方法で作製した。
試験Ｎｏ．Ｔ６０１（合金Ｎｏ．Ｓ２０１）とほぼ同じ組成となるように原料を溶解し、鋳込み温度１０００℃で、内径φ４０ｍｍの鋳型に鋳込み、鋳物を作製した。その後、鋳物は、５７５℃〜５１０℃の温度領域を約２０℃／分の平均冷却速度で冷却され、次いで、４７０℃から３８０℃の温度領域を約１５℃／分の平均冷却速度で冷却された。以上により、試験Ｎｏ．Ｔ６０２の試料を作製した。
組成、金属組織の分析方法、機械的特性などの測定方法、及び脱亜鉛腐食試験１〜３の方法は、実施例１に記載された通りである。
得られた結果を表３８〜表４０及び図２に示す。

８年間過酷な水環境下で使用された銅合金鋳物（試験Ｎｏ．Ｔ６０１）では、少なくともＳｎ、Ｐの含有量が本実施形態の範囲外である。
図２（ａ）は、試験Ｎｏ．Ｔ６０１の断面の金属顕微鏡写真を示す。
試験Ｎｏ．Ｔ６０１は、８年間過酷な水環境下で使用されたが、この使用環境により生じた腐食の最大腐食深さは、１３８μｍであった。
腐食部の表面では、α相、κ相に関わらず脱亜鉛腐食が生じていた（表面から平均で約１００μｍの深さ）。
α相、κ相が腐食されている腐食部分の中で、内部に向かうにしたがって、健全なα相が存在していた。
α相、κ相の腐食深さは一定ではなく凹凸があるが、大まかにその境界部から内部に向かって、腐食は、γ相のみに起こっていた（α相、κ相が腐食されている境界部分から、内部に向かって約４０μｍの深さ：局所的に生じているγ相のみの腐食）。

図２（ｂ）は、試験Ｎｏ．Ｔ６０２の脱亜鉛腐食試験１の後の断面の金属顕微鏡写真を示す。
最大腐食深さは、１４６μｍであった。
腐食部の表面では、α相、κ相に関わらず脱亜鉛腐食が生じていた（表面から平均で約１００μｍの深さ）。
その中で、内部に向かうにしたがって、健全なα相が存在していた。
α相、κ相の腐食深さは一定ではなく凹凸があるが、大まかにその境界部から内部に向かって、腐食は、γ相のみに起こっていた（α相、κ相が腐食されている境界部分から、局所的に生じているγ相のみの腐食の長さは約４５μｍであった）。

図２（ａ）の８年間の過酷な水環境により生じた腐食と、図２（ｂ）の脱亜鉛腐食試験１により生じた腐食とは、ほぼ同じ腐食形態であることがわかった。またＳｎ、Ｐの量が本実施形態の範囲を満たしていないために、水や試験液と接する部分では、α相とκ相の両者が腐食し、腐食部の先端では、所々でγ相が選択的に腐食していた。なお、κ相中のＳｎ及びＰの濃度は低かった。
試験Ｎｏ．Ｔ６０１の最大腐食深さは、試験Ｎｏ．Ｔ６０２の脱亜鉛腐食試験１での最大腐食深さよりも少し浅かった。しかし、試験Ｎｏ．Ｔ６０１の最大腐食深さは、試験Ｎｏ．Ｔ６０２の脱亜鉛腐食試験２での最大腐食深さよりも少し深かった。実際の水環境による腐食の度合いは水質の影響を受けるが、脱亜鉛腐食試験１，２の結果と、実際の水環境による腐食結果とは、腐食形態及び腐食深さの両者で概ね一致した。従って、脱亜鉛腐食試験１，２の条件は、妥当であり、脱亜鉛腐食試験１，２では、実際の水環境による腐食結果とほぼ同等の評価結果が得られることが分かった。
また、腐食試験方法１，２の加速試験の加速率は、実際の厳しい水環境による腐食と概ね一致し、このことは、腐食試験方法１，２が、厳しい環境を想定したものであることの裏付けであると思われる。
試験Ｎｏ．Ｔ６０２の脱亜鉛腐食試験３（ＩＳＯ６５０９脱亜鉛腐食試験）の結果は、“○”（good）であった。このため、脱亜鉛腐食試験３の結果は、実際の水環境による腐食結果とは、一致していなかった。
脱亜鉛腐食試験１の試験時間は２ヶ月であり、約７５〜１００倍の加速試験である。脱亜鉛腐食試験２の試験時間は３ヶ月であり、約３０〜５０倍の加速試験である。これに対して、脱亜鉛腐食試験３（ＩＳＯ６５０９脱亜鉛腐食試験）の試験時間は２４時間であり、約１０００倍以上の加速試験である。
脱亜鉛腐食試験１，２のように、実際の水環境に、より近い試験液を用い、２，３ヶ月の長時間で試験を行うことによって、実際の水環境による腐食結果とほぼ同等の評価結果が得られたと考えられる。
特に、試験Ｎｏ．Ｔ６０１の８年間の過酷な水環境による腐食結果や、試験Ｎｏ．Ｔ６０２の脱亜鉛腐食試験１，２の腐食結果では、表面のα相、κ相の腐食と共にγ相が腐食していた。しかし、脱亜鉛腐食試験３（ＩＳＯ６５０９脱亜鉛腐食試験）の腐食結果では、γ相がほとんど腐食していなかった。このため、脱亜鉛腐食試験３（ＩＳＯ６５０９脱亜鉛腐食試験）では、表面のα相、κ相の腐食と共にγ相の腐食が適切に評価できず、実際の水環境による腐食結果と一致しなかったと考えられる。

図２（ｃ）は、試験Ｎｏ．Ｔ０１（合金Ｎｏ．Ｓ０１／工程Ｎｏ．Ａ１）の脱亜鉛腐食試験１の後の断面の金属顕微鏡写真を示す。
表面付近では、表面に露出しているγ相と、κ相の約６０％が腐食されていた。しかし、残りのκ相とα相は、健全であった（腐食されていなかった）。腐食深さは、最大でも約２０μｍであった。さらに内部に向かって、約２０μｍの深さでγ相の選択的な腐食が生じていた。γ相の長辺の長さが、腐食深さを決定する大きな要因の１つであると考えられる。
図２（ａ），（ｂ）の試験Ｎｏ．Ｔ６０１，Ｔ６０２に比べて、図２（ｃ）の本実施形態の試験Ｎｏ．Ｔ０１では、表面付近のα相およびκ相の腐食が、大幅に抑制されていることが分かる。このことが、腐食の進行を遅らさせていると推定される。腐食形態の観察結果より、表面付近のα相およびκ相の腐食が大幅に抑制された主な要因として、κ相がＳｎを含むことによってκ相の耐食性が高まったことが考えられる。

本発明の快削性銅合金は、熱間加工性（熱間押出性および熱間鍛造性）に優れ、耐食性、被削性に優れる。このため、本発明の快削性銅合金は、給水栓、バルブ、継手などの人や動物が毎日摂取する飲料水に使用される器具、バルブ、継手などの電気・自動車・機械・工業用配管部材、液体と接触する器具、部品に好適である。
具体的には、飲料水、排水、工業用水が流れる、給水栓金具、混合水栓金具、排水金具、水栓ボディー、給湯機部品、エコキュート部品、ホース金具、スプリンクラー、水道メーター、止水栓、消火栓、ホースニップル、給排水コック、ポンプ、ヘッダー、減圧弁、弁座、仕切り弁、弁、弁棒、ユニオン、フランジ、分岐栓、水栓バルブ、ボールバルブ、各種バルブ、配管継手、例えばエルボ、ソケット、チーズ、ベンド、コネクタ、アダプター、ティー、ジョイントなどの名称で使用されているものの構成材等として好適に適用できる。
また、自動車部品として用いられる、ソレノイドバルブ、コントロールバルブ、各種バルブ、ラジエータ部品、オイルクーラー部品、シリンダ、機械用部材として、配管継手、バルブ、弁棒、熱交換器部品、給排水コック、シリンダ、ポンプ、工業用配管部材として、配管継手、バルブ、弁棒などに好適に適用できる。

Claims (9)

1. 冷間加工及び熱間加工のいずれか一方又は両方が施されてなる快削性銅合金加工材であって、
   ７７．０ｍａｓｓ％超え８１．０ｍａｓｓ％未満のＣｕと、３．４ｍａｓｓ％超え４．１ｍａｓｓ％未満のＳｉと、０．０８ｍａｓｓ％以上０．２８ｍａｓｓ％以下のＳｎと、０．０６ｍａｓｓ％以上０．１４ｍａｓｓ％以下のＰと、０．０２ｍａｓｓ％超え０．２５ｍａｓｓ％未満のＰｂと、を含み、残部がＺｎ及び不可避不純物からなり、
   前記不可避不純物であるＦｅ，Ｍｎ，Ｃｏ，及びＣｒの合計量は、０．０８ｍａｓｓ％未満であり、
   Ｃｕの含有量を［Ｃｕ］ｍａｓｓ％、Ｓｉの含有量を［Ｓｉ］ｍａｓｓ％、Ｓｎの含有量を［Ｓｎ］ｍａｓｓ％、Ｐの含有量を［Ｐ］ｍａｓｓ％、Ｐｂの含有量を［Ｐｂ］ｍａｓｓ％とした場合に、
   １．０≦ｆ０＝１００×［Ｓｎ］／（［Ｃｕ］＋［Ｓｉ］＋０．５×［Ｐｂ］＋０．５×［Ｐ］−７５．５）≦３．７、
   ７８．５≦ｆ１＝［Ｃｕ］＋０．８×［Ｓｉ］−８．５×［Ｓｎ］＋［Ｐ］＋０．５×［Ｐｂ］≦８３．０、
   ６１．８≦ｆ２＝［Ｃｕ］−４．２×［Ｓｉ］−０．５×［Ｓｎ］−２×［Ｐ］≦６３．７、
   の関係を有するとともに、
   金属組織の構成相において、α相の面積率を（α）％、β相の面積率を（β）％、γ相の面積率を（γ）％、κ相の面積率を（κ）％、μ相の面積率を（μ）％とした場合に、
   ３６≦（κ）≦７２、
   ０≦（γ）≦２．０、
   ０≦（β）≦０．１、
   ０≦（μ）≦２．０、
   ９６．５≦ｆ３＝（α）＋（κ）、
   ９９．４≦ｆ４＝（α）＋（κ）＋（γ）＋（μ）、
   ０≦ｆ５＝（γ）＋（μ）≦３．０、
   ３８≦ｆ６＝（κ）＋６×（γ）^１／２＋０．５×（μ）≦８０、
   の関係を有するとともに、
   γ相の長辺の長さが４０μｍ以下であり、μ相の長辺の長さが１５μｍ以下であることを特徴とする快削性銅合金加工材。
2. さらに、０．０２ｍａｓｓ％超え０．０８ｍａｓｓ％未満のＳｂ、０．０２ｍａｓｓ％超え０．０８ｍａｓｓ％未満のＡｓ、０．０２ｍａｓｓ％超え０．３０ｍａｓｓ％未満のＢｉから選択される１又は２以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の快削性銅合金加工材。
3. 冷間加工及び熱間加工のいずれか一方又は両方が施されてなる快削性銅合金加工材であって、
   ７７．５ｍａｓｓ％以上８０．０ｍａｓｓ％以下のＣｕと、３．４５ｍａｓｓ％以上３．９５ｍａｓｓ％以下のＳｉと、０．０８ｍａｓｓ％以上０．２５ｍａｓｓ％以下のＳｎと、０．０６ｍａｓｓ％以上０．１３ｍａｓｓ％以下のＰと、０．０２２ｍａｓｓ％以上０．２０ｍａｓｓ％以下のＰｂと、を含み、残部がＺｎ及び不可避不純物からなり、
   前記不可避不純物であるＦｅ，Ｍｎ，Ｃｏ，及びＣｒの合計量は、０．０８ｍａｓｓ％未満であり、
   Ｃｕの含有量を［Ｃｕ］ｍａｓｓ％、Ｓｉの含有量を［Ｓｉ］ｍａｓｓ％、Ｓｎの含有量を［Ｓｎ］ｍａｓｓ％、Ｐの含有量を［Ｐ］ｍａｓｓ％、Ｐｂの含有量を［Ｐｂ］ｍａｓｓ％とした場合に、
   １．１≦ｆ０＝１００×［Ｓｎ］／（［Ｃｕ］＋［Ｓｉ］＋０．５×［Ｐｂ］＋０．５×［Ｐ］−７５．５）≦３．４、
   ７８．８≦ｆ１＝［Ｃｕ］＋０．８×［Ｓｉ］−８．５×［Ｓｎ］＋［Ｐ］＋０．５×［Ｐｂ］≦８１．７、
   ６２．０≦ｆ２＝［Ｃｕ］−４．２×［Ｓｉ］−０．５×［Ｓｎ］−２×［Ｐ］≦６３．５、
   の関係を有するとともに、
   金属組織の構成相において、α相の面積率を（α）％、β相の面積率を（β）％、γ相の面積率を（γ）％、κ相の面積率を（κ）％、μ相の面積率を（μ）％とした場合に、
   ４０≦（κ）≦６７、
   ０≦（γ）≦１．５、
   ０≦（β）≦０．１、
   ０≦（μ）≦１．０、
   ９７．５≦ｆ３＝（α）＋（κ）、
   ９９．６≦ｆ４＝（α）＋（κ）＋（γ）＋（μ）
   ０≦ｆ５＝（γ）＋（μ）≦２．０、
   ４２≦ｆ６＝（κ）＋６×（γ）^１／２＋０．５×（μ）≦７２、
   の関係を有するとともに、
   γ相の長辺の長さが４０μｍ以下であり、μ相の長辺の長さが１５μｍ以下であることを特徴とする快削性銅合金加工材。
4. さらに、０．０２ｍａｓｓ％超え０．０７ｍａｓｓ％未満のＳｂ、０．０２ｍａｓｓ％超え０．０７ｍａｓｓ％未満のＡｓ、０．０２ｍａｓｓ％超え０．２０ｍａｓｓ％未満のＢｉから選択される１又は２以上を含有することを特徴とする請求項３に記載の快削性銅合金加工材。
5. κ相に含有されるＳｎの量が０．０８ｍａｓｓ％以上０．４５ｍａｓｓ％以下であり、κ相に含有されるＰの量が０．０７ｍａｓｓ％以上０．２２ｍａｓｓ％以下であることを特徴とする請求項１から請求項４のいずれか一項に記載の快削性銅合金加工材。
6. シャルピー衝撃試験値が１２Ｊ／ｃｍ^２以上、引張強さが５６０Ｎ／ｍｍ^２以上であり、かつ室温での０．２％耐力に相当する荷重を負荷した状態で１５０℃で１００時間保持した後のクリープひずみが０．４％以下であることを特徴とする請求項１から請求項５のいずれか一項に記載の快削性銅合金加工材。
7. 水道用器具、工業用配管部材及び液体と接触する器具に用いられることを特徴とする請求項１から請求項６のいずれか一項に記載の快削性銅合金加工材。
8. 請求項１から請求項７のいずれか一項に記載された快削性銅合金加工材の製造方法であって、
   熱間加工工程を含み、熱間加工される時の材料温度が、６００℃以上、７４０℃以下であり、４７０℃から３８０℃までの温度領域での平均冷却速度が２．５℃／分以上、５００℃／分以下となるように冷却を行うことを特徴とする快削性銅合金加工材の製造方法。
9. 請求項１から請求項７のいずれか一項に記載された快削性銅合金加工材の製造方法であって、
   冷間加工工程及び熱間加工工程のいずれか一方または両方と、前記冷間加工工程又は前記熱間加工工程の後に実施する低温焼鈍工程と、を有し、
   前記低温焼鈍工程においては、材料温度を２４０℃以上３５０℃以下の範囲とし、加熱時間を１０分以上３００分以下の範囲とし、材料温度をＴ℃、加熱時間をｔ分としたとき、１５０≦（Ｔ−２２０）×（ｔ）^１／２≦１２００の条件とすることを特徴とする快削性銅合金加工材の製造方法。