TWI740299B - 快削性銅合金及快削性銅合金的製造方法 - Google Patents

Abstract

該快削性銅合金含有Cu：58.5～63.5%、Si：多於0.4%且1.0%以下、Pb：0.003～0.25%及P：0.005～0.19%，剩餘部分由Zn及不可避免之雜質構成，Fe、Mn、Co及Cr的總量少於0.40%且Sn和Al的總量少於0.40%，具有56.3≤f1=[Cu]-4.7×[Si]+0.5×[Pb]-0.5×[P]≤59.3的關係，金相組織的構成相具有20≤（α）≤75、25≤（β）≤80、0≤（γ）＜2、20≤（γ）^1/2 ×3+（β）×（-0.5×（[Si]）² +1.5×[Si]）≤78、33≤（γ）^1/2 ×3+（β）×（-0.5×（[Si]）² +1.5×[Si]）+（[Pb]）^1/2 ×33+（[P]）^1/2 ×14的關係，β相內存在含有P之化合物。

Description

快削性銅合金及快削性銅合金的製造方法

本發明係關於一種強度高且大幅減少Pb的含量之快削性銅合金及快削性銅合金的製造方法。本發明係關於一種用於汽車零件、電氣/電子設備零件、機械零件、文具、玩具、滑動零件、儀器零件、精密機械零件、醫療用零件、飲料用器具/零件、排水用器具/零件、工業用配管零件及與飲用水、工業用水、廢水、氫等液體或氣體相關之零件之快削性銅合金及快削性銅合金的製造方法。作為具體之零件名稱，可舉出閥、接頭、旋塞、消火栓、齒輪、軸、軸承、轉軸、套筒、心軸、感測器、螺栓、螺帽、擴口螺帽、筆尖、嵌入螺帽、蓋形螺帽、螺紋接管、間隔件、螺釘等，本發明係關於該等實施切削之零件中使用之快削性銅合金及快削性銅合金的製造方法。 本申請主張基於2019年6月25日在日本申請之日本特願2019-116914號、2019年7月12日在日本申請之日本特願2019-130143號、2019年7月31日在日本申請之日本特願2019-141096號及2019年9月9日在日本申請之日本特願2019-163773號之優先權，並將其內容援用於此。

一直以來，汽車零件、電氣/家電/電子設備零件、機械零件、文具、精密機械零件、醫療用零件及與飲用水、工業用水、廢水、氫等液體或氣體相關之器具/零件（作為具體之零件名稱，閥、接頭、齒輪、感測器、螺帽、螺釘等零件）中通常使用了具備優異之切削性之Cu-Zn-Pb合金（所謂快削黃銅棒、鍛造用黃銅、鑄件用黃銅）或Cu-Sn-Zn-Pb合金（所謂青銅鑄件：砲銅）。 Cu-Zn-Pb合金含有56～65mass%的Cu和1～4mass%的Pb，剩餘部分為Zn。Cu-Sn-Zn-Pb合金含有80～88mass%的Cu、2～8mass%的Sn及1～8mass%的Pb，剩餘部分為Zn。

添加於銅合金中之Pb尤其在使用鑽頭之鑽孔加工中發揮極大之效果。近年來，各種設備、零件逐漸小型化，相對於該等零件之微細之鑽孔加工的需求提高。預測資訊家電或醫療設備、汽車零件等各種工業產品的輕、薄、小型化在今後將進一步加速。

然而，近年來Pb對人體和環境的影響令人擔憂，各國對Pb的限制運動越發活躍。例如，在美國加利福尼亞州自2010年1月起關於將飲用水器具等中含有之Pb含量限為0.25mass%以下之法規已生效。該法規在除美國以外的國家亦快速推行，要求開發出應對Pb含量的法規之銅合金材料。

又，在其他產業領域、汽車、電氣/電子設備、機械等產業領域中，例如在歐洲的ELV法規、RoHS法規中雖然快削性銅合金的Pb含量例外地被允許至4mass%，但與飲用水領域相同地，亦正在積極討論包括廢除例外情況在內之Pb含量的法規強化。

該種快削性銅合金的Pb法規強化的動向中，提倡了（1）代替Pb而含有具有切削性（切削性能、切削性功能）之Bi且依據情況與Bi一併含有Se之Cu-Zn-Bi合金、Cu-Zn-Bi-Se合金、（2）含有高濃度的Zn且增加β相而提高切削性之Cu-Zn合金、或（3）代替Pb而大量含有具有切削性之γ相、κ相之Cu-Zn-Si合金、Cu-Zn-Sn合金、以及（4）大量含有γ相且含有Bi之Cu-Zn-Sn-Bi合金等。 在專利文獻1中，藉由在Cu-Zn-Bi合金中添加0.7～2.5mass%的量的Sn而析出γ相，改善了切削性和耐蝕性。

然而，關於代替Pb而含有Bi之合金，存在包括Bi的切削性差於Pb、Bi與Pb相同地有對人體有害之慮、因Bi為稀有金屬而存在資源上的問題、Bi存在使銅合金材料變脆的問題等許多問題。 又，如專利文獻1所示，即使在Cu-Zn-Sn合金中析出γ相，含有Sn之γ相亦需要一併添加具有切削性之Bi，如此切削性差。

又，含有大量β相之Cu-Zn的2元合金中，β相有助於改善切削性，但與Pb相比切削性差，因此無論如何亦無法代替含Pb快削性銅合金。 因此，作為快削性銅合金，例如專利文獻2～9中提出了代替Pb而含有Si之Cu-Zn-Si合金。

在專利文獻2、3中，主要具有Cu濃度為69～79mass%、Si濃度為2～4mass%且由Cu、Si濃度高之合金形成之γ相的優異之切削性，依據情況具有κ相的優異之切削性，藉此在不含有Pb之情況下或在含有少量的Pb之情況下實現了優異之切削性。藉由含有0.3mass%以上的量的Sn、0.1mass%以上的量的Al，進一步增加、促進具有切削性之γ相的形成，改善切削性。又，藉由形成大量的γ相，提高了耐蝕性。

在專利文獻4中，藉由含有0.02mass%以下的極少量的Pb且主要考慮Pb含量而簡單地規定γ相、κ相的總計含有面積，獲得了優異之快削性。 專利文獻5中提出了在Cu-Zn-Si合金中含有Fe之銅合金。 專利文獻6中提出了在Cu-Zn-Si合金中含有Sn、Fe、Co、Ni、Mn之銅合金。

專利文獻7中提出了在Cu-Zn-Si合金中具有含有κ相之α相基地且限制β相、γ相及μ相的面積率之銅合金。 專利文獻8中提出了在Cu-Zn-Si合金中具有含有κ相之α相基地且限制β相及γ相的面積率之銅合金。 專利文獻9中提出了在Cu-Zn-Si合金中規定γ相的長邊的長度、μ相的長邊的長度之銅合金。 專利文獻10中提出了在Cu-Zn-Si合金中添加Sn及Al而得之銅合金。 專利文獻11中提出了藉由在Cu-Zn-Si合金中使γ相粒狀分佈於α相及β相的相界之間而提高切削性之銅合金。 專利文獻13中提出了在Cu-Zn合金中添加Sn、Pb、Si而得之銅合金。

在此，如專利文獻12和非專利文獻1中記載般，已知在上述Cu-Zn-Si合金中，即使將組成限制為Cu濃度為60mass%以上、Zn濃度為40mass%以下、Si濃度為10mass%以下，除基地α相以外，亦存在β相、γ相、δ相、ε相、ζ相、η相、κ相、μ相、χ相這10種金屬相，依據情況亦存在包括α’、β’、γ’之13種金屬相。此外，依據經驗眾所周知的是，若增加添加元素，則金相組織變得更加複雜，有可能會出現新的相和金屬間化合物，又，所存在之金屬相的構成會在由平衡狀態圖獲得之合金與實際生產之合金之間產生較大偏差。此外，眾所周知該等相的組成亦依銅合金的Cu、Zn、Si等的濃度和加工熱歷程（thermal history）而發生變化。

在含有Pb之Cu-Zn-Pb合金中，Cu濃度為約60mass%，相對於此，在該等專利文獻2～9中記載之Cu-Zn-Si合金中，Cu濃度皆為65mass%以上，從經濟性的觀點考慮，期望減少昂貴之Cu的濃度。 在專利文獻10中，為了在不進行熱處理的情況下獲得優異之耐蝕性，需要使Cu-Zn-Si合金含有Sn和Al，並且為了實現優異之切削性，需要大量Pb或Bi。 在專利文獻11中，記載了如下實施例：Cu濃度為約65mass%以上，係鑄造性、機械強度良好之不含Pb之銅合金鑄件，切削性藉由γ相得到改善，大量含有Sn、Mn、Ni、Sb、B。

又，以往的添加有Pb之快削性銅合金中，要求至少能夠在1晝夜間不發生切削故障進而在1晝夜間不更換切削工具或不進行刃具的拋光等調整之情況下進行外周切削或鑽頭鑽孔加工等切削加工。儘管還取決於切削的難易度，但在大幅減少Pb的含量之合金中，亦要求同等的切削性。

在此，在專利文獻5中，Cu-Zn-Si合金中含有Fe，但Fe和Si形成比γ相硬而脆之Fe-Si的金屬間化合物。該金屬間化合物存在如下問題：在進行切削加工時縮短切削工具的壽命，在進行拋光時形成硬點而產生外觀上的不良情況。又，Fe與添加元素亦即Si鍵結，Si作為金屬間化合物而被消耗，因此降低合金的性能。 又，在專利文獻6中，在Cu-Zn-Si合金中添加了Sn和Fe、Co、Mn，但Fe、Co、Mn皆與Si化合而生成硬而脆之金屬間化合物。因此，與專利文獻5相同地在進行切削和拋光時產生問題。

[先前技術文獻] (專利文獻) 專利文獻1：國際公開第2008/081947號 專利文獻2：日本特開2000-119775號公報 專利文獻3：日本特開2000-119774號公報 專利文獻4：國際公開第2007/034571號 專利文獻5：日本特表2016-511792號公報 專利文獻6：日本特開2004-263301號公報 專利文獻7：國際公開第2012/057055號 專利文獻8：日本特開2013-104071號公報 專利文獻9：國際公開第2019/035225號 專利文獻10：日本特開2018-048397號公報 專利文獻11：日本特表2019-508584號公報 專利文獻12：美國專利第4,055,445號說明書 專利文獻13：日本特開2016-194123號公報

(非專利文獻) 非專利文獻1：美馬源次郎、長谷川正治：銅及黃銅技術研究期刊，2（1963），P.62～77

本發明係為了解決該先前技術的問題而完成的，其課題為，提供一種熱加工性優異、強度高、強度和延展性的平衡優異、大幅減少鉛的含量之快削性銅合金及快削性銅合金的製造方法。 再者，在本說明書中，若無特別說明，則熱加工材料中包括熱擠壓材料、熱鍛材料、熱軋材料。冷加工性係指，拉伸、拉線、滾軋、填隙、彎曲等冷態下進行之加工的性能。鑽頭切削係指，用鑽頭進行之鑽孔切削加工。若無其他說明，則良好且優異之切削性係指，在進行使用車床之外周切削或鑽頭鑽孔加工時切削阻力低且切屑的分割性良好或優異。傳導性係指電傳導性、熱傳導性。又，β相中包括β’相，γ相中包括γ’相，α相中包括α’相。冷却速度係指，一定溫度範圍內的平均冷却速度。1晝夜表示1天。實際操作表示在實際的量產設備中製造。含有P之化合物為含有P和至少Si及Zn中的任一者或兩者之化合物，依據情況，進一步含有Cu或進一步含有不可避免之雜質亦即Fe、Mn、Cr、Co等。含有P之化合物例如為P-Si、P-Si-Zn、P-Zn、P-Zn-Cu等化合物。含有P之化合物亦稱為含有P和Si、Zn之化合物。

為了解決上述課題而實現前述目的，本發明人進行深入探討之結果，得出如下見解。 在上述專利文獻4中，在Cu-Zn-Si合金中，β相幾乎無助於銅合金的切削性，反而會阻礙銅合金的切削性。在專利文獻2、3中，在存在β相之情況下，藉由熱處理將β相改變成γ相。在專利文獻7、8、9中，亦大幅限制了β相的量。在專利文獻13中，為了改善β相的耐脫鋅腐蝕性，需要含有Sn和Si、在700℃以上的溫度下進行熱擠壓及進行保持溫度為400℃～600℃且400℃～200℃的平均冷却速度為0.2～10℃/秒之熱處理。

首先，本發明人在Cu-Zn-Si合金中針對在以往的技術中被視為對切削性無效之β相進行深入研究而查明了對切削性具有較大效果之β相的組成。 然而，即使為含有對切削性具有較大效果之Si之β相，在切屑的分割性和切削阻力方面，與含有3mass%的Pb之快削黃銅相比，切削性的差亦依然較大。

因此，為了提高β相本身的切削性（切削性能、切削性功能），使含有約0.5～3μm的大小的P和Si、Zn之化合物（例如P-Si、P-Si-Zn、P-Zn、P-Zn-Cu）在含有適當量的Si之Cu-Zn-Si合金的β相中析出。其結果，β相的切削性突破性地提高。 然而，提高切削性之β相的延展性和靭性差。為了在不損害β相的切削性之情況下改善延展性，控制了適當的β相和α相的量、α相和β相的分佈及α相的晶粒的形狀。 藉此，藉由含有進一步提高切削性之β相、富有延展性之α相、少量的Pb及少量的γ相（依據情況），以致於發明具有相當於以往的含有大量的Pb之添加Pb之銅合金之快削性能之銅合金。

作為本發明的第1態樣之快削性銅合金的特徵為，含有58.5mass%以上且63.5mass%以下的Cu、多於0.4mass%且1.0mass%以下的Si、0.003mass%以上且0.25mass%以下的Pb及0.005mass%以上且0.19mass%以下的P，剩餘部分由Zn及不可避免之雜質構成，前述不可避免之雜質中的Fe、Mn、Co及Cr的總量少於0.40mass%且Sn、Al的總量少於0.40mass%，在將Cu的含量設為[Cu]mass%、將Si的含量設為[Si]mass%、將Pb的含量設為[Pb]mass%之情況下，具有如下關係： 56.3≤f1=[Cu]-4.7×[Si]+0.5×[Pb]-0.5×[P]≤59.3，並且 在除非金屬夾雜物以外的金相組織的構成相中，在將α相的面積率設為（α）%、將γ相的面積率設為（γ）%、將β相的面積率設為（β）%之情況下，具有如下關係： 20≤（α）≤75； 25≤（β）≤80； 0≤（γ）＜2； 20≤（γ）^1/2 ×3+（β）×（-0.5×（[Si]）² +1.5×[Si]）≤78； 33≤（γ）^1/2 ×3+（β）×（-0.5×（[Si]）² +1.5×[Si]）+（[Pb]）^1/2 ×33+（[P]）^1/2 ×14，並且 前述β相內存在含有P之化合物。

作為本發明的第2態樣之快削性銅合金的特徵為，含有59.5mass%以上且63.0mass%以下的Cu、0.6mass%以上且1.0mass%以下的Si、0.01mass%以上且0.15mass%以下的Pb及0.02mass%以上且0.12mass%以下的P，剩餘部分由Zn及不可避免之雜質構成，前述不可避免之雜質中的Fe、Mn、Co及Cr的總量為0.30mass%以下且Sn、Al的總量為0.30mass%以下，在將Cu的含量設為[Cu]mass%、將Si的含量設為[Si]mass%、將Pb的含量設為[Pb]mass%之情況下，具有如下關係： 56.7≤f1=[Cu]-4.7×[Si]+0.5×[Pb]-0.5×[P]≤58.7，並且 在除非金屬夾雜物以外的金相組織的構成相中，在將α相的面積率設為（α）%、將γ相的面積率設為（γ）%、將β相的面積率設為（β）%之情況下，具有如下關係： 25≤（α）≤67； 33≤（β）≤75； （γ）=0； 30≤（γ）^1/2 ×3+（β）×（-0.5×（[Si]）² +1.5×[Si]）≤72； 44≤（γ）^1/2 ×3+（β）×（-0.5×（[Si]）² +1.5×[Si]）+（[Pb]）^1/2 ×33+（[P]）^1/2 ×14，並且 前述β相內存在含有P之化合物。

作為本發明的第3態樣之快削性銅合金在本發明的第1、2態樣的快削性銅合金中，電傳導率為16%IACS以上且在將抗拉強度設為S（N/mm² ）、將伸展率設為E（%）之情況下表示強度與伸展率之間的平衡之關係式S×（100+E）/100為590以上。

作為本發明的第4態樣之快削性銅合金在本發明的第1至3態樣的快削性銅合金中，縱橫比（長邊/短邊）為4以下之粒狀的α相晶粒所佔之比例為50%以上。

作為本發明的第5態樣之快削性銅合金在本發明的第1至4態樣的快削性銅合金中，其用於汽車零件、電氣/電子設備零件、機械零件、文具、玩具、滑動零件、儀器零件、精密機械零件、醫療用零件、飲料用器具/零件、排水用器具/零件、工業用配管零件。

作為本發明的第6態樣之快削性銅合金的製造方法為本發明的第1至5態樣的快削性銅合金的製造方法，其特徵為，包括1個以上的熱加工步驟，在前述熱加工步驟中的最終熱加工步驟中，熱加工溫度高於530℃且低於675℃，熱加工後的530℃至450℃的溫度區域中的平均冷却速度為0.1℃/分以上且50℃/分以下。

作為本發明的第7態樣之快削性銅合金的製造方法在本發明的第6態樣的快削性銅合金的製造方法中，進一步包括選自冷加工步驟、矯正加工步驟及退火步驟中之1個以上的步驟。

作為本發明的第8態樣之快削性銅合金的製造方法在本發明的第6、7態樣的快削性銅合金的製造方法中，進一步包括在前述熱加工步驟、前述冷加工步驟、前述矯正加工步驟及前述退火步驟中的最終步驟之後實施之低溫退火步驟，在前述低溫退火步驟中，保持溫度為250℃以上且430℃以下，保持時間為10分鐘以上且200分鐘以下。 [發明效果]

依本發明的一態樣，能夠提供一種熱加工性優異、強度高、強度與延展性之間的平衡及靭性優異、大幅減少Pb的含量之快削性銅合金及快削性銅合金的製造方法。

以下，對本發明的實施形態之快削性銅合金及快削性銅合金的製造方法進行說明。 作為本實施形態之快削性銅合金係用於汽車零件、電氣/電子設備零件、機械零件、文具、玩具、滑動零件、儀器零件、精密機械零件、醫療用零件、飲料用器具/零件、排水用器具/零件、工業用配管零件者。具體而言，係閥、接頭、齒輪、螺栓、螺帽、感測器、壓力容器等用於汽車零件、電氣/家電/電子零件、機械零件及與飲用水、工業用水、氫等液體或氣體接觸之器具/零件者。

在此，在本說明書中，如[Zn]般帶有括弧之元素記號設為表示該元素的含量（mass%）者。 又，本實施形態中，利用該含量的表示方法如下規定組成關係式f1。 組成關係式f1=[Cu]-4.7×[Si]+0.5×[Pb]-0.5×[P]

此外，在本實施形態中，在除非金屬夾雜物以外的金相組織的構成相中，設為用（α）%表示α相的面積率、用（β）%表示β相的面積率、用（γ）%表示γ相的面積率。各相的面積率亦稱為各相的量、各相的比例、各相所佔之比例。 又，本實施形態中，如下規定複數個組織關係式。 組織關係式f2=（α） 組織關係式f3=（β） 組織關係式f4=（γ） 組織關係式f5=（γ）^1/2 ×3+（β）×（-0.5×（[Si]）² +1.5×[Si]） 組織/組成關係式f5A=（γ）^1/2 ×3+（β）×（-0.5×（[Si]）² +1.5×[Si]）+（[Pb]）^1/2 ×33+（[P]）^1/2 ×14

本發明的第1實施形態之快削性銅合金含有58.5mass%以上且63.5mass%以下的Cu、多於0.4mass%且1.0mass%以下的Si、0.003mass%以上且0.25mass%以下的Pb及0.005mass%以上且0.19mass%以下的P，剩餘部分由Zn及不可避免之雜質構成，Fe、Mn、Co及Cr的總量少於0.40mass%且Sn、Al的總量少於0.40mass%，上述組成關係式f1在56.3≤f1≤59.3的範圍內、組織關係式f2在20≤f2≤75的範圍內、組織關係式f3在25≤f3≤80的範圍內、組織關係式f4在0≤f4＜2的範圍內、組織關係式f5在20≤f5≤78的範圍內、組織/組成關係式f5A在33≤f5A的範圍內，β相內存在含有P之化合物。

本發明的第2實施形態之快削性銅合金含有59.5mass%以上且63.0mass%以下的Cu、0.6mass%以上且1.0mass%以下的Si、0.01mass%以上且0.15mass%以下的Pb及0.02mass%以上且0.12mass%以下的P，剩餘部分由Zn及不可避免之雜質構成，前述不可避免之雜質中的Fe、Mn、Co及Cr的總量為0.30mass%以下且Sn、Al的總量為0.30mass%以下，上述組成關係式f1在56.7≤f1≤58.7的範圍內、組織關係式f2在25≤f2≤67的範圍內、組織關係式f3在33≤f3≤75的範圍內、組織關係式f4在f4=0的範圍內、組織關係式f5在30≤f5≤72的範圍內、組織/組成關係式f5A在44≤f5A的範圍內，β相內存在含有P之化合物。

在此，在作為本發明的第1、2的實施形態之快削性銅合金中，電傳導率為16%IACS以上，並且在將抗拉強度設為S（N/mm² ）、將伸展率設為E（%）之情況下表示強度與伸展率之間的平衡之特性關係式f6=S×（100+E）/100為590以上為較佳。 又，在作為本發明的第1、2的實施形態之快削性銅合金中，縱橫比（長邊/短邊）為4以下之粒狀的α相晶粒所佔之比例（相對於整個α相之比例）為50%以上為較佳。嚴格而言，粒狀的α相晶粒所佔之比例為以一定視野內的α相晶粒的總數（個數）為分母、以縱橫比為4以下之粒狀的α相晶粒的數量（個數）為分子之比例，為（縱橫比為4以下之粒狀的α相晶粒的數量（個數）/α相晶粒的總數（個數））×100。

以下，對如上所述規定成分組成、組成關係式f1、組織關係式f2、f3、f4、f5、組織/組成關係式f5A、金相組織、特性關係式f6等之理由進行說明。

＜成分組成＞ （Cu） Cu為本實施形態的合金的主要元素，為了克服本發明的課題，需要至少含有58.5mass%以上的量的Cu。在Cu含量少於58.5mass%以下之情況下，儘管還取決於Si、Zn、P、Pb的含量和製造程序，但β相所佔之比例多於80%，作為材料之延展性差。因此，Cu含量的下限為58.5mass%以上，較佳為59.0mass%以上，更佳為59.5mass%以上，進一步較佳為60.3mass%以上。 另一方面，在Cu含量多於63.5mass%之情況下，儘管還取決於Si、Zn、P、Pb的含量和製造程序，但β相所佔之比例會減少，而γ相所佔之比例增加。因此，Cu含量為63.5mass%以下，較佳為63.2mass%以下，更佳為63.0mass%以下，進一步較佳為62.7mass%以下。約3%的含有Pb之快削性黃銅棒以JIS標準規定為Cu的範圍為56.0～63.0mass%，本實施形態亦滿足在經濟方面要求之條件。

（Si） Si為作為本實施形態之快削性銅合金的主要元素，Si有助於形成κ相、γ相、μ相、β相、ζ相等金屬相。Si提高本實施形態的合金的切削性、強度、高溫變形能力、耐磨損性、耐應力腐蝕破裂性。關於切削性，查明藉由含有前述範圍的量的Cu、Zn及Si而形成之β相具有優異之切削性。切削性優異之β相例如可舉出由約59mass%的Cu、約1mass%的Si、約40mass%的Zn構成之β相作為具有代表性者。

α相例如可舉出約65mass%的Cu、約0.6mass%的Si、約34mass%的Zn的組成作為代表性組成。在本實施形態的組成範圍內，α相的切削性亦藉由含有Si而得到改善，但其改善程度遠小於β相。 又，α相、β相藉由含有Si而被固熔強化，因此合金被強化，對合金的延展性和靭性亦造成影響。又，含有Si會降低α相的導電率，但藉由形成β相會提高合金的導電率。

為了作為合金具有優異之切削性且獲得高強度，需要含有多於0.4mass%的量的Si。Si含量較佳為多於0.5mass%，更佳為0.6mass%以上，進一步較佳為0.7mass%以上。亦即，合金的Si濃度越高，β相中含有之Si濃度越高，切削性、強度越得到提高。 關於熱加工性，藉由含有Si，提高高於500℃之溫度區域中的α相、β相的熱變形能力，降低熱變形阻力，其結果，提高合金的熱變形能力，降低變形阻力。尤其，若含有多於0.4mass%的Si，則其效果可顯著地發揮。

另一方面，若Si含量過多，則γ相會過多。γ相的延展性、靭性差於β相，會降低合金的延展性，依據情況，會提高切削阻力。若γ相過多，則鑽頭切削的推力變差。增加Si（增加Si含量）會使合金的導電率變差。在本實施形態中，還以與高強度一併兼具良好之延展性和靭性及良好之傳導性（由於以電氣零件等為對象）（具體而言，含有5mass%的Sn之磷青銅的同等以上的傳導性）為目標。又，為了含有更高濃度的Si，需要大量的昂貴之Cu。因此，Si含量的上限為1.0mass%以下，較佳為0.98mass%以下。儘管還取決於製造程序和Cu濃度，但若Si含量少於約0.9mass%，則γ相不會存在，但藉由增加β相所佔之比例，能夠保持優異之切削性，強度與延展性之間的平衡將變得優異。

若以Cu-Zn的2元合金為基體而含有第3、第4元素，又，若增減該元素的量，則β相的特性、性質會發生變化。如專利文獻2～5中記載般Cu為約69mass%以上、Si為約2mass%以上、剩餘部分以Zn的合金存在之β相與例如Cu為約61mass%、Si為約0.8mass%、剩餘部分以Zn的合金生成之β相即使為相同之β相，特性和性質亦不同。此外，若大量含有不可避免之雜質，則β相的性質亦發生變化，依據情況，包括切削性之特性會降低。同樣地，關於所形成之γ相，若主要元素的量或配合比例不同，則γ相的性質亦不同，若大量含有不可避免之雜質，則γ相的性質亦發生變化。又，即使為相同組成，依據溫度等製造條件，所存在之相的種類或相的量、各元素對各相之分配亦發生變化。

（Zn） Zn與Cu、Si一併係作為本實施形態之快削性銅合金的主要構成元素，係為了提高切削性、強度、高溫特性、鑄造性所需之元素。再者，Zn為剩餘部分，若非要記載，則Zn含量少於約40mass%，較佳為少於約39.5mass%，多於約35mass%，較佳為多於35.5mass%。

（Pb） 在本實施形態中，藉由含有P且含有Si之β相可獲得作為合金之優異之切削性，但藉由進一步含有少量的Pb可實現更優異之切削性。在本實施形態的組成中，約0.001mass%的Pb固熔於基地中，超過該量之Pb作為直徑為約0.1～約3μm的Pb粒子而存在。Pb即使為微量亦對切削性有效果，在0.003mass%以上的含量下發揮效果。Pb含量較佳為0.01mass%以上，進一步較佳為0.02mass%以上，更佳為0.04mass%以上或0.06mass%以上。藉由含有切削性大幅得到改善之β相和少量的Pb，合金的切削性大幅提高。在如Si含量少之情況、β相的比例少之情況或切削速度增加之情況、進給量增加之情況、外周切削的切削深度增加之情況、鑽孔直徑增加之情況等切削條件變得嚴峻之情況下，含有Pb係有效的。 Pb提高銅合金的切削性係眾所周知的事實，為此如以快削黃銅棒C3604為代表般Cu-Zn的2元合金中需要約3mass%的Pb。在本實施形態中，藉由含有Si之β相以及後述之P的固熔和含有P之化合物存在於β相內之情況，本實施形態的合金的主構成相的β相已具備大致接近於C3604之切削性。又，藉由含有少量的Pb並使少量的Pb粒子存在於金相組織中，完成具有優異之切削性之合金。考慮到Pb對人體有害且使合金具備高度之切削性，將Pb的上限設為0.25mass%以下。此外，Pb含量較佳為0.20mass%以下，更佳為0.15mass%以下，鑑於對人體和環境的影響，最佳為0.10mass%以下。

（P） 關於P，首先，隨著P的量藉由P固熔於β相中而增加，能夠提高β相的切削性、亦即β相的切屑分割性（切屑的分割性）而降低切削阻力，能夠獲得作為合金之優異之切削性。除此之外，藉由含有P之情況和製造程序，平均直徑0.5～3μm左右的大小的含有P之化合物形成於β相內。在外周切削的情況下，藉由該等化合物降低主分力、進給分力、背分力這三分力，在鑽頭切削的情況下，藉由該等化合物尤其較大地降低扭矩。外周切削時的三分力、鑽頭切削時的扭矩及切屑形狀聯動，三分力、扭矩越小，切屑越被分割。

含有P之化合物不會在熱加工中形成。P在熱加工中主要固熔於β相中。又，在熱加工後的冷却過程中，在一定臨界冷却速度以下，主要在β相內析出含有P之化合物。含有P之化合物幾乎不會在α相中析出。若用金屬顯微鏡進行觀察，則含有P之析出物為粒狀且平均粒徑為約0.5～3μm。又，含有該析出物之β相具有進一步優異之切削性。含有P之化合物、例如含有P-Si、P-Si-Zn、P-Zn、P-Zn-Cu等的P和至少Si、Zn中的任一者或兩者之化合物幾乎不對切削工具的壽命造成影響，幾乎不阻礙合金的延展性和靭性。含有Fe、Mn、Cr、Co和Si、P之化合物有助於提高合金的強度和耐磨損性，但會消耗合金中的Si、P，提高合金的切削阻力，降低切屑的分割性，縮短工具壽命，亦阻礙延展性。

為了發揮該等效果，P的含量的下限為0.005mass%以上，較佳為0.01mass%以上，更佳為0.02mass%以上，進一步較佳為0.03mass%以上。 若P的含量為約0.015mass%以上，則能夠用金屬顯微鏡觀察到含有P之化合物。又，隨著P的量增加，固熔於β相中之P的量、含有P之化合物增加，有助於提高切削性。又，隨著P的量增加，形成含有P之化合物之臨界冷却速度增加，容易形成含有P之化合物。 另一方面，若含有多於0.19mass%的量的P，則析出物粗化，不僅對切削性之效果會飽和，β相中的Si濃度降低，切削性反而會變差，延展性和靭性亦降低。因此，P的含量為0.19mass%以下，較佳為0.12mass%以下，更佳為0.09mass%以下。即使P的含量為約0.05mass%或少於0.05mass%，亦會形成足夠量的化合物。

再者，例如關於P和Si的化合物，若Mn、Fe、Cr、Co等容易與Si或P化合之元素的量增加，則化合物的組成比亦逐漸發生變化。亦即，從顯著提高β相的切削性之含有P之化合物逐漸變為對切削性之效果少之化合物。因此，需要至少將Fe、Mn、Co及Cr的總計含量設為少於0.40mass%，較佳為設為0.30mass%以下。

（不可避免之雜質、尤其Fe、Mn、Co及Cr/Sn、Al） 作為本實施形態中的不可避免之雜質，例如可舉出Mn、Fe、Al、Ni、Mg、Se、Te、Sn、Bi、Co、Ca、Zr、Cr、Ti、In、W、Mo、B、Ag及稀土類元素等。 一直以來，快削性銅合金、尤其含有約30mass%以上的量的Zn之快削黃銅以回收之銅合金為主原料，而非以電解銅、電解鋅等優質原料為主原料。在該領域的下級步驟（下游步驟、加工步驟）中，對大部分構件、零件實施切削加工，相對於材料100以40～80的比例大量產生廢棄之銅合金。例如可舉出切屑、切邊、毛邊、橫流道（runner）及包括製造時的缺陷之產品等。該等廢棄之銅合金成為主原料。若切削切屑、切邊等的區分不充分，則從添加有Pb之快削黃銅、不含有Pb但添加有Bi等之快削性銅合金或含有Si、Mn、Fe、Al之特殊黃銅合金、其他銅合金中混入Pb、Fe、Mn、Si、Se、Te、Sn、P、Sb、As、Bi、Ca、Al、Zr、Ni及稀土類元素作為原料。又，切削切屑中含有從工具中混入之Fe、W、Co、Mo等。由於廢料含有經電鍍之產品，因此混入有Ni、Cr、Sn。又，代替電解銅而使用之純銅系廢料中混入有Mg、Sn、Fe、Cr、Ti、Co、In、Ni、Se、Te。尤其在代替電解銅或電解鋅而使用之黃銅系廢料中會經常發生被電鍍Sn之情況，混入有高濃度的Sn。

從資源再利用方面和成本問題考慮，將在至少不對特性造成不良影響的範圍內含有該等元素之廢料用作原料。再者，在添加有JIS標準（JIS H 3250）的Pb之快削黃銅棒C3604中，含有約3mass%的量的必需元素的Pb，進一步作為雜質，Fe被允許為0.5mass%以下，Fe+Sn（Fe和Sn的總量）被允許至1.0mass%。實際上，有時快削黃銅棒中會含有高濃度的Fe和Sn。

Fe、Mn、Co及Cr固熔於Cu-Zn合金的α相、β相、γ相中至成為一定濃度為止，但若此時存在Si，則容易與Si化合，依據情況，與Si鍵結而有消耗對切削性有效之Si之慮。又，與Si化合之Fe、Mn、Co及Cr在金相組織中形成Fe-Si化合物、Mn-Si化合物、Co-Si化合物、Cr-Si化合物。該等金屬間化合物非常硬，因此不僅使切削阻力上升，而且還縮短工具的壽命。因此，需要限制Fe、Mn、Co及Cr的量，各自的含量少於0.30mass%為較佳，更佳為少於0.20mass%，0.15mass%以下為進一步較佳。尤其，需要使Fe、Mn、Co及Cr的含量的總計少於0.40mass%，較佳為0.30mass%以下，更佳為0.25mass%以下，進一步較佳為0.20mass%以下。

另一方面，從快削性黃銅或經電鍍之廢品等混入之Sn、Al在本實施形態的合金中促進γ相的形成，看似對切削性有用。然而，Sn和Al亦會改變由Cu、Zn、Si形成之γ相原本的性質。又，與α相相比，Sn、Al更多地分配於β相中而改變β相的性質。其結果，有引起合金的延展性和靭性的降低、切削性的降低之慮。因此，還需要限制Sn、Al的量。Sn的含量少於0.30mass%為較佳，少於0.20mass%為更佳，0.15mass%以下為進一步較佳。Al的含量少於0.20mass%為較佳，少於0.15mass%為更佳，0.10mass%以下為進一步較佳。尤其，鑑於對切削性、延展性之影響，Sn、Al的含量的總計需要少於0.40mass%，較佳為0.30mass%以下，更佳為0.25mass%以下，0.20mass%以下為進一步較佳。

作為其他主要的不可避免之雜質元素，在經驗上，Ni大多從電鍍產品等廢料混入，但對特性造成之影響小於前述Fe、Mn、Sn等。即使混入一些Fe和Sn，只要Ni的含量少於0.3mass%，則對特性之影響小，Ni的含量為0.2mass%以下為更佳。關於Ag，通常Ag被視為Cu，幾乎不會對各特性造成影響，因此無需特別限制，但Ag的含量少於0.1mass%為較佳。關於Te、Se，其元素本身具有快削性，雖然很少見，但有大量混入之慮。鑑於對延展性和衝擊特性之影響，Te、Se各自的含量少於0.2mass%為較佳，0.05mass%以下為更佳，0.02mass%以下為進一步較佳。又，為了提高黃銅的耐蝕性，耐蝕性黃銅中含有As和Sb，但鑑於對延展性和衝擊特性之影響，As、Sb各自的含量少於0.05mass%為較佳，0.02mass%以下為更佳。此外，關於Bi，可考慮從含有Bi之快削性銅合金的混入，但在本實施形態中，出於Bi對人體和環境造成之影響，將Bi的含量設為0.02mass%以下為較佳。 作為其他元素之Mg、Ca、Zr、Ti、In、W、Mo、B及稀土類元素等各自的含量少於0.05mass%為較佳，少於0.03mass%為更佳，少於0.02mass%為進一步較佳。 再者，稀土類元素的含量為Sc、Y、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Tb及Lu中的1種以上的總量。 以上，該等不可避免之雜質的總量少於1.0mass%為較佳，少於0.8mass%為更佳，少於0.6mass%為進一步較佳。

（組成關係式f1） 組成關係式f1=[Cu]-4.7×[Si]+0.5×[Pb]-0.5×[P]為表示組成與金相組織、切削性、強度、延展性之間的關係之式，即使各元素的量在上述規定之範圍內，若不滿足該組成關係式f1，則無法滿足本實施形態作為目標之各特性。若組成關係式f1小於56.3，則即使如何對製造程序下工夫，β相所佔之比例亦會增加，延展性亦會變差。又，後述之針狀的α相晶粒變得容易增加。因此，組成關係式f1的下限為56.3以上，較佳為56.5以上，更佳為56.7以上，進一步較佳為57.0以上。隨著組成關係式f1成為更佳之範圍，α相所佔之比例增加，能夠保持優異之切削性，並且具備良好之延展性、冷加工性、衝擊特性、耐蝕性。

另一方面，組成關係式f1的上限對β相所佔之比例或γ相所佔之比例造成影響，若組成關係式f1大於59.3，則β相所佔之比例減少，無法獲得優異之切削性。同時，γ相所佔之比例增加，延展性低下，強度亦降低。因此，組成關係式f1的上限為59.3以下，較佳為59.0以下，更佳為58.7以下，進一步較佳為58.2以下。 又，組成關係式f1與約600℃的熱加工性亦密切相關，若組成關係式f1小於56.3，則熱變形能力產生問題。若組成關係式f1大於59.3，則熱變形阻力增加，600℃下的熱加工變得困難。

作為本實施形態之快削性銅合金係具備要求降低切削時的阻力且較細地分割切屑這一脆性之切削性和延展性這兩種完全相反之特性者，不僅議論各成分的組成，而且還詳細議論組成關係式f1、後述之組織關係式f2～f5及f5A的關係式，藉此能夠提供更符合目的和用途之合金。 再者，關於Sn、Al、Cr、Co、Fe、Mn及另行規定之不可避免之雜質，只要在可視為不可避免之雜質之範疇的範圍內，則對組成關係式f1造成之影響小，因此在組成關係式f1中並未規定。

（與專利文獻的比較） 在此，將上述專利文獻2～13中記載之Cu-Zn-Si合金與本實施形態的合金的組成進行比較之結果示於表1、2。 本實施形態和專利文獻2～9中，作為主要元素之Cu、Si的含量不同，需要大量的Cu。 在專利文獻2～4、7～9中，在金相組織中，β相被認為阻礙切削性而被列舉為不佳之金屬相。又，在存在β相之情況下，藉由熱處理而相變為切削性優異之γ相為較佳。 在專利文獻4、7～9中，記載了能夠允許之β相的量，β相的面積率最大為5%。 在專利文獻10中，為了提高耐脫鋅腐蝕性，需要至少分別含有0.1mass%以上的量的Sn和Al，為了獲得優異之切削性，需要含有大量的Pb、Bi。 在專利文獻11中，係如下耐蝕性銅合金鑄件：需要65mass%以上的Cu，含有Si且微量含有Al、Sb、Sn、Mn、Ni、B等，藉此具備良好之機械性質、鑄造性。 在專利文獻13中，含有0.2mass%以上的Sn，為了提高β相的耐脫鋅腐蝕性，含有Sn、Si，為了提高切削性，在700℃以上的溫度下進行熱擠壓，為了提高耐蝕性，需要400℃～600℃的熱處理。說明書中記載了β相的比例可以為5～25%，Si的含量可以為0.2mass%以下。 此外，在任一專利文獻中，皆未揭示和建議作為本實施形態所需之要件之含有Si之β相的切削性優異之情況、至少需要25%以上的量的β相之情況、β相內存在微細之含有P之化合物之情況。

[表1]

[表2]

	金相組織
第1實施形態	20≤α≤75、25≤β≤80、0≤γ>2
第2實施形態	25≤α≤67、33≤β≤75、γ=0
專利文獻2	存在γ相，依據情況存在κ相。 藉由熱處理將β相改變為γ相。
專利文獻3	存在γ相，依據情況存在κ相。 藉由熱處理將β相改變為γ相。
專利文獻4	18-500Pb≤κ+γ+0.3μ-β≤56+500Pb、0≤β≤5
專利文獻5	－
專利文獻6	－
專利文獻7	30≤α≤84、15≤κ≤68、β≤3等
專利文獻8	60≤α≤84、15≤κ≤40、β≤2等
專利文獻9	29≤κ≤60、β=0等。α相內存在κ相。
專利文獻10	－
專利文獻11	－
專利文獻12	－
專利文獻13	－

＜金相組織＞ Cu-Zn-Si合金中存在10種以上的相，會產生複雜的相變，僅由組成範圍、元素的關係式，未必一定能夠獲得目標特性。最終藉由指定並確定存在於金相組織中之金屬相的種類及其面積率的範圍，能夠獲得目標特性。因此，如下規定了組織關係式。 20≤f2=（α）≤75 25≤f3=（β）≤80 0≤f4=（γ）＜2 20≤f5=（γ）^1/2 ×3+（β）×（-0.5×（[Si]）² +1.5×[Si]）≤78 33≤f5A=（γ）^1/2 ×3+（β）×（-0.5×（[Si]）² +1.5×[Si]）+（[Pb]）^1/2 ×33+（[P]）^1/2 ×14

（γ相、組織關係式f4） 如專利文獻2～9中記載般，γ相為在Cu濃度為約69～約80mass%、Si濃度為約2～約4mass%的Cu-Zn-Si合金中最有助於切削性之相。在本實施形態中，γ相亦有助於切削性，但為了使延展性與強度之間的平衡成為優異者，不得不大幅限制γ相。具體而言，若將γ相所佔之比例設為2%以上，則無法獲得良好之延展性和靭性。少量的γ相具有改善鑽頭切削的切屑分割性之作用，但大量的γ相的存在會提高鑽頭切削的推進阻力值。以β相存在25%以上的量為前提，γ相對切削性的效果相當於γ相的量的1/2次方的值，在含有少量的γ相之情況下，對切削性的改善效果大，但即使增加γ相的量，切削性的改善效果亦會逐漸減少。若考慮延展性和鑽頭切削或外周切削的切削阻力，則γ相所佔之比例需要少於2%。γ相的面積率小於1%為較佳，不含γ相為更佳。即使在不存在γ相、亦即（γ）=0之情況下，藉由使含有Si之β相以後述之比例存在，可獲得優異之切削性。

（β相、組織關係式f3） 為了在限制專利文獻中記載之γ相且沒有或不含有κ相、μ相之情況下獲得優異之快削性，重要的是，Si量與Cu、Zn的最佳配合比例、β相的量、固熔於β相之Si量。再者，在此設為β相中包括β’相。 在本實施形態中的組成範圍內之β相的延展性差於α相，但延展性遠強於γ相、μ相，延展性亦強於κ相。因此，從延展性的觀點考慮，能夠含有比較多的β相。另一方面，從延展性和靭性的方面考慮，γ相受到較大的限制。又，儘管含有高濃度的Zn和Si，但β相能夠獲得良好之傳導性。但是，β相和γ相的量不僅受組成之影響，而且還受製程之較大之影響。

在作為本實施形態的快削性銅合金之Cu-Zn-Si-P-Pb合金中，為了在使Pb的含量保持最小限度之同時實現良好之切削性，至少需要β相為25%以上的面積率，β相的面積率較佳為33%以上，更佳為36%以上，進一步較佳為45%以上。即使β相的量為約50%且切削性差之α相所佔之比例為約50%，即使與含有Si之β相為100%的合金相比，亦能夠維持高水準之切削性且獲得良好之延展性和強度。在含有約1mass%的Si且β相內存在含有P之化合物之β相和具有良好之延展性之軟質α相共存之情況下，認為軟質α相會發揮如緩衝材料之作用，認為即使β相的量為約50%，亦維持低切削阻力和優異之切屑分割性。硬質的β相和軟質的α相的相界成為切屑分割的應力集中源，切屑分割性依據α相的形狀而變得良好。

同樣地，在強度方面，結合延展性增加之情況，亦維持β相的強度。β相的強度與固熔於β相中之Si量相關，若β相中固熔有0.5mass%以上的量的Si，則可獲得高強度。在延展性方面，即使β相的量為約50%或多於約50%，亦藉由緩衝材料的α相的作用而優先並維持α相的優異之延展性。但是，隨著β相的量增加，延展性逐漸降低。為了獲得良好之延展性而改善強度與延展性之間的平衡，需要使β相所佔之比例成為80%以下，β相的面積率較佳為75%以下，更佳為70%以下。在重視延展性和冷加工性之情況下，β相所佔之比例為60%以下為較佳。依據使用目的、用途，適當之β相所佔之比例略有變動。 再者，含有約1mass%的量的Si之β相自500℃的熱加工的最低水準的溫度開始顯示優異之熱變形能力、亦即低熱變形阻力，作為合金顯示優異之熱變形能力、低熱變形阻力。

（Si濃度和β相的切削性） 在本實施形態中的組成範圍內，固熔於β相中之Si量越增加，β相的切削性越提高，β相中含有之Si量為較佳為0.5mass%以上，更佳為0.7mass%以，進一步較佳為0.8mass%以上。含有P且Si量為約1mass%的β相單相合金的外周切削時的切削性大致相當於含有3%的Pb之快削黃銅棒。對合金的Si濃度、β相的量及合金的切削性的關係進行深入研究之結果，簡單而言，發現在將Si濃度（mass%）設為[Si]時，若將β相的量乘以（-0.5×（[Si]）² +1.5×[Si]），則與合金的切削性很好地匹配。亦即，即使為相同之β相，Si濃度的高之β相的切削性亦會更好。例如，表示與合金的Si濃度為1.0mass%之情況相比，合金的Si濃度為0.8mass%、0.6mass%之情況下，分別需要約1.14倍、約1.39倍的量的β相。

（β相、組織關係式f5） 除組織關係式f2～f4以外，組織關係式f5為分別對γ相、β相的比例賦予用於獲得整體上優異之切削性和延展性、強度之係數並顯示者。如上所述，少量的γ相尤其對鑽頭切削時的切屑的分割性具有優異之效果，將γ相的量的1/2次方乘以係數3。關於β相，著重於合金的Si濃度，將β相的量乘以（-0.5×（[Si]）² +1.5×[Si]），將其值與將γ相的量的1/2次方乘以係數3而得之值之和表示為用於獲得切削性之組織關係式f5。組織關係式f5雖重要，但只有滿足前述組成關係式f1和組織關係式f2～f4才會成立。用於獲得良好之切削性之組織關係式f5的下限值為20以上，較佳為23以上，更佳為30以上。若重視切削性，則較佳為40以上，進一步較佳為45以上。另一方面，鑑於延展性、韌性等特性，組織關係式f5的上限為78以下，較佳為72以下。在重視延展性、冷軋、細棒製造等冷加工性之情況下，組織關係式f5較佳為65以下。

再者，在金相組織的關係式f2～f5、f5A中，以α相、β相、γ相、δ相、ε相、ζ相、η相、κ相、μ相、χ相金屬相為對象，而除含有P之化合物以外的金屬間化合物、Pb粒子、氧化物、非金屬夾雜物、未熔解物質等則不作為對象。關於含有P之化合物，其大小微細至平均為約0.5～3.0μm且大部分存在於β相內和α相與β相的邊界，因此位於β相內及α相與β相的邊界之含有P之化合物視為包括在β相中。雖然很少見，但在含有P之化合物存在於α相內之情況下，視為包括在α相中。另一方面，由Si和P與不可避免地混入之元素（例如Fe、Mn、Co、Cr）形成之金屬間化合物在金屬相的面積率的適用範圍外。 又，在本實施形態中，以能夠用500倍的金屬顯微鏡觀察之大小的析出物、金屬相和能夠用約1000倍的金屬顯微鏡確認、判別之析出物、金屬相為對象。因此，能夠觀察之析出物、金屬相的大小的最小值通常為約0.5μm，例如，有時亦會在β相內存在小於約0.5μm之0.1～0.4μm的大小的γ相，但該等γ相無法用金屬顯微鏡確認，因此將其視為β相。

（組織/組成關係式f5A） 作為用於作為合金獲得良好之切削性之條件式，f5的金相組織的關係式中需要追加以不同之作用改善切削性之Pb及P的效果。在含有Si之β相內含有P之化合物存在之條件下，若含有極少量的Pb，則切削性提高。P亦同樣地，隨著β相中的固熔量增加或隨著含有P之化合物的量增加，切削性亦相同地提高。進行深入研究之結果，發現Pb、P的切削性的提高程度皆與Pb、P的量的1/2次方有著較深之關係。亦即，Pb、P皆藉由極少量的含有而發揮較大之效果，隨著含量增加，切削性的提高效果增加，但將逐漸變緩。 綜上所述，β相中含有之Si濃度及β相的量、β相中的P的固熔量及存在於β相中之含有P之化合物的量、作為微細之粒子而存在之Pb的量分別藉由不同之作用而提高合金的切削性。若滿足該等所有要件，則藉由該等的協同作用而發揮較大之切削性的改善效果，Pb、P皆藉由極少量的含有而大幅提高合金的切削性。 組織/組成關係式f5A為將Pb的量（mass%、[Pb]）的1/2次方乘以係數33、將P的量（mass%、[P]）的1/2次方乘以係數14並加以f5而得者。為了獲得良好之切削性，f5A至少為33以上，較佳為40以上，更佳為44以上，進一步較佳為50以上。即使滿足組織關係式f5，若不滿足追加Pb、P的效果之f5A，則亦無法獲得良好之切削性。再者，若Pb、P在本實施形態中規定之範圍內，則對延展性等之影響由f5的關係式的上限規定，因此無需在f5A中規定。再者，即使在f5的值比較小之情況下，亦藉由增加Pb、P的含量，提高切削性。此外，在如切削速度增加之情況，進給量增加之情況、外周切削的切削深度增加之情況、鑽孔直徑增加之情況等切削條件變得嚴峻之情況下，增加f5A為較佳，其中，增加Pb項為較佳。 再者，f5、f5A僅在本實施形態中規定之各元素的濃度範圍內、由f1～f4規定之範圍內適用。

（α相、組織關係式f2、α相的形狀） α相為與β相或γ相一併構成基地之主要相。與不含有Si者相比，含有Si之α相僅在切削性指數上提高約5%，但隨著Si量增加，切削性提高。若為β相的單相，則在合金的延展性上存在問題，需要適當量的富有延展性之α相。認為即使含有具有優異之切削性之含有P之化合物之β相和切削性差之α相，α相本身亦會發揮緩衝材料的作用或在切削時在其與硬質的β相的邊界發揮應力集中源的作用，即使含有比較多的α相、例如即使含有約50%的面積率的α相，亦可維持優異之β單相合金的切削性。再者，如上所述，還取決於合金的Si濃度、β相中含有之Si濃度及α相的形狀或分佈狀況。

重複進行深入研究之結果，考慮合金的延展性、靭性及延展性與強度之間的平衡，α相的量需要為20%以上，較佳為25%以上，更佳為33%以上。在冷態進行高加工率的拉伸、拉線或滾軋時，在進行彎曲或填隙等冷加工等重視冷加工性之情況下，α相的面積率為40%以上為較佳。另一方面，為了獲得良好之切削性，α相的面積率的上限至少為75%以下，較佳為72%以下，更佳為67%以下。在重視切削性之情況下，α相的面積率為60%以下為較佳。

（切削性、機械性質和α相的形狀、β相的分佈） 關於影響合金的切削性、機械性質之α相的形狀、分佈、β相的分佈，若α相晶粒的形狀為針狀（晶粒的長邊/短邊之比大於4之橢圓形），則α相的分散變差，針狀的長邊長之α相將妨礙切削。又，α相的周圍的β相的晶粒變大，β相的分散程度亦變差。此外，α相晶粒的晶粒徑越小，切削性、機械性質越良好。α相晶粒的平均晶粒徑為30μm以下為較佳。若α相晶粒為粒狀且細，則α相的分佈會變得均勻，β相亦會被分割。因此，在切削和強度/延展性方面，α相發揮良好之緩衝材料之作用或α相與β相的相界發揮切屑分割的應力集中源之作用，切屑反而比β相單相合金更被分割。因此，作為較佳之實施形態，若長邊/短邊為4以下之粒狀的α相晶粒相對於整個α相所佔之比例（（（長邊/短邊）為4以下之粒狀的α相晶粒的數量（個數）/α相晶粒的總數（個數））×100）為50%以上，更佳為75%以上，則切削性提高。又，若針狀的長邊長之α相晶粒所佔之比例多於50%，則延展性得以大致維持，但合金的強度下降。因此，若粒狀的α相晶粒的比例增加，則強度會增加，強度與延展性之間的平衡會提高。長邊/短邊為4以下之粒狀的α相晶粒所佔之比例是否多於50%或75%不僅受組成之影響，還受製造程序之影響，若熱加工溫度高，則長邊/短邊大於4之針狀的α相晶粒所佔之比例會增加。

（μ相、κ相、其他相） 為了具備優異之切削性且獲得高延展性和靭性、高強度，除α、β、γ相以外的相的存在亦重要。在本實施形態中，鑑於各特性，並不需要κ相、μ相或δ相、ε相、ζ相、η相。在將形成金相組織之構成相（α）、（β）、（γ）、（μ）、（κ）、（δ）、（ε）、（ζ）、（η）的總和設為100時，較佳為（α）+（β）+（γ）＞99，若排除計算上的誤差、數值的捨入法，則最佳為（α）+（β）+（γ）=100。

（含有P之化合物的存在） 與含有3mass%的量的Pb之快削性銅合金相比，含有Si之β相中，切屑的分割性並不充分，外周切削時的切削阻力、鑽頭切削時的扭矩高。藉由在β相內存在粒徑為0.5～3μm左右的含有P之化合物，能夠進一步改善β相的切削性。簡單而言，因含有P之化合物的存在而產生之切削性的改善效果在切削性指數上相當於約11%。切削性還受P的含量、β相的量和分佈、形成之含有P之化合物的大小、分佈狀況等之影響。該含有P之化合物為含有P和至少Si及Zn中的任一者或兩者之化合物，依據情況，進一步含有Cu或進一步含有不可避免之雜質亦即Fe、Mn、Cr、Co等。又，含有P之化合物還受作為不可避免之雜質之Fe、Mn、Cr、Co等之影響。若不可避免之雜質的濃度大於前述中規定之量，則含有P之化合物的組成會發生變化，有不再有助於提高切削性之慮。再者，在約600℃的熱加工溫度下，不存在含有P之化合物，而會以熱加工後的冷却時的臨界冷却速度生成。因此，熱加工後的冷却速度變得重要，以50℃/分以下的平均冷却速度對530℃至450℃的溫度區域進行冷却為較佳。前述平均冷却速度更佳為45℃/分以下。另一方面，若冷却速度過慢，含有P之化合物不易成長，對切削性之效果降低。前述平均冷却速度的下限為0.1℃/分以上為較佳，0.3℃/分以上為更佳。

在此，在圖1A～圖1C中示出各種合金的金相組織照片。 圖1A的銅合金為Zn-61.7mass%Cu-0.92mass%Si-0.058mass%P-0.011mass%Pb合金，係在590℃下進行熱擠壓加工且將530℃至450℃的平均冷却速度設為25℃/分而得之合金。 圖1B的銅合金為Zn-61.7mass%Cu-0.92mass%Si-0.058mass%P-0.011mass%Pb合金，係在615℃下進行熱鍛且將530℃至450℃的平均冷却速度設為28℃/分而得之合金。 圖1C的銅合金為Zn-62.1mass%Cu-0.90mass%Si-0.001mass%P-0.016mass%Pb合金，係在595℃下進行熱擠壓加工且將530℃至450℃的平均冷却速度設為30℃/分而得之合金。

如圖1A、圖1B所示，熱擠壓材料、熱鍛材料中，在金屬顯微鏡下呈黑色之約0.5～3μm的粒狀的析出物皆大多存在於β相內、β相與α相的相界。又，幾乎所有的α相晶粒的長邊/短邊為4以下，α相的平均晶粒徑在圖1A中為約12μm，在圖1B中為約25μm。 另一方面，在圖1C中，P量為0.001mass%，因此不存在含有P之析出物。若比較圖1C與圖1A、圖1B，則即使在相同條件下進行蝕刻，在P的量為0.001mass%的情況下（圖1C），α相與β相的相界亦不會清晰，但在P的量為0.058mass%的情況下（圖1A、圖1B），α相與β相的相界變得更為清晰。前者的P量為0.001mass%之情況和作為兩者的P的量之差之0.057mass%的差改變了金相組織。

（固熔於β相中之Si量和切削性） 在作為本實施形態之組成範圍內生成之α相、β相、γ相的Cu、Zn、Si的量大致具有以下關係。 Cu濃度中，α＞β≥γ Zn濃度中，β＞γ＞α Si濃度中，γ＞β＞α

在實際操作中，關於在590℃下熱擠壓成φ25.6mm之試樣（Zn-61.7mass%Cu-0.92mass%Si-0.058mass%P-0.011mass%Pb合金）、在640℃下進行熱鍛而得之試樣（Zn-61.7mass%Cu-0.92mass%Si-0.058mass%P-0.011mass%Pb合金）及在實驗室中在595℃下擠壓成φ22mm之試樣（Zn-60.8mass%Cu-0.74mass%Si-0.11mass%P-0.035mass%Pb合金），以2000倍的倍率拍攝二次電子像、組成像，並用X射線微分析儀對α、β、γ相中的Cu、Zn、Si的濃度進行了定量分析。測定係使用JEOL Ltd.製“JXA-8230”在加速電壓20kV、電流值3.0×10^-8 A的條件下進行的。將結果示於表3～5。

固熔於β相中之Si濃度約為α相的1.5倍，亦即β相中分配有α相的1.5倍的Si。例如，在合金的Si濃度為0.85mass%之情況下，約0.65mass%的Si固熔於α相中，1.0mass%的Si固熔於β相中。再者，分析γ相之結果，Cu為60mass%，Si為3mass%，Zn為37mass%。 再者，製作出專利文獻2的代表組成的Zn-76mass%Cu-3.1mass%Si合金並用X射線微分析儀（EPMA）進行分析之結果，γ相的組成為73mass%Cu-6mass%Si-20.5mass%Zn。與作為本實施形態的快削性銅合金的γ相的組成例之60mass%Cu-3mass%Si-37mass%Zn有較大之差異，估計兩者的γ相的性質亦會不同。

[表3]

Zn-61.7mass%Cu-0.92mass%Si-0.058mass%P合金
	Cu	Zn	Si
α相	64.5	34.5	0.7
β相	59.0	39.5	1.2

[表4]

Zn-61.7mass%Cu-0.92mass%Si-0.058mass%P合金
	Cu	Zn	Si
α相	64.5	34.5	0.7
β相	59.0	39.5	1.1

[表5]

Zn-60.8mass%Cu-0.74mass%Si-0.11mass%P合金
	Cu	Zn	Si
α相	64.0	35.0	0.6
β相	58.5	40.5	0.9

（切削性指數） 通常，以含有3mass%的Pb之快削黃銅為基準並將其切削性設為100%而用數值（%）表示了各種銅合金的切削性。作為一例，1994年、日本伸銅協會發行、“銅及銅合金的基礎和工業技術（修訂版）”、p533、表1及1990年 ASM International發行“Metals Handbook TENTH EDITION Volume2 Properties and Selection: Nonferrous Alloys and Special-Purpose Materials”、p217～228的文獻中記載了銅合金的切削性。 表6的合金為後述之在實驗室中製作之含有0.01mass%的量的Pb之合金，係同樣地用實驗室的擠壓試驗機熱擠壓成φ22mm者。在Cu-Zn的2元合金中，即使含有少量的Pb，亦幾乎不影響切削性，因此分別使其含有本實施形態的成分範圍內的0.01mass%的量的Pb。熱擠壓溫度在合金A、D中為750℃，在其他合金B、C、E、F中為635℃。在擠壓之後，為了調整金相組織，在500℃下進行了2小時熱處理。依據後述之切削試驗，進行外周切削、鑽頭切削的試驗，求出了切削性。將評價結果示於表7。再者，作為基準材料的快削黃銅，使用了市售之C3604（Zn-59mass%Cu-3mass%Pb-0.2mass%Fe-0.3mass%Sn）。

[表6]

	材質	成分組成（mass%）	金相組織（%）
Cu	Zn	Si	Pb	P	α	β
合金A	α黃銅	65.0	34.9	0.0	0.01	0	100	0
合金B	50%β黃銅	58.1	41.8	0.0	0.01	0	52	48
合金C	β黃銅	53.9	46.0	0.0	0.01	0	0	100
合金D	0.6Si α黃銅	68.3	31.0	0.6	0.01	0	100	0
合金E	1.0Si β黃銅	58.7	40.2	1.0	0.01	0	0	100
合金F	P+1.0Si β黃銅	58.5	40.4	1.0	0.01	0.05	0	100

[表7]

	切削性	外周切削	鑽頭鑽孔切削
總和 （%）	切削阻力 （%）	切屑	切削阻力	切屑
總和（%）	扭矩（%）	推力（%）
合金A	31	33	×	28	26	30	×
合金B	44	39	×	49	46	52	×
合金C	51	41	×	61	53	68	×
合金D	35	36	×	33	30	35	×
合金E	71	73	×	69	64	74	×
合金F	82	89	○	74	73	75	○

在前述文獻中，記載了作為α單相黃銅之70Cu-30Zn的切削性為30%。在本實施形態中，如表6及表7所示，作為相同之α單相黃銅之65Cu-35Zn（合金A）的切削性為31%。又，與不含Si之α黃銅相比，在調整Cu、Zn量且含有0.6mass%的量的Si之α單相黃銅（合金D）、亦即在α相中固熔0.6mass%的量的Si之α單相黃銅中，切削性指數提高了約4%。合金A、D的切屑在外周切削和鑽頭鑽孔切削這兩者的試驗中皆連續。 外周切削能夠分解成主分力、進給分力、背分力，將該等的合力（三分力）作為切削阻力。關於鑽頭切削，分解成扭矩、推力，將該等的平均值記載為鑽頭的“綜合”切削阻力。此外，作為合金的切削性，對外周的切削阻力和鑽頭切削阻力進行平均，作為切削性“綜合”指數（評價）。

與不含Si之α相相比，調整Cu、Zn且不含Si之β單相黃銅（合金C、54Cu-46Zn）的切削性“綜合”指數提高約20%，但僅停留在51%，切屑幾乎未得到改善，切屑評價未發生變化。與不含Si之β相合金（合金C）相比，在含有約1mass%的量的Si之β相合金（合金E）中，切削性“綜合”指數進一步提高了約20%。然而，外周切削、鑽頭鑽孔切削時的切屑幾乎未得到改善，與含有3mass%的Pb之快削黃銅之差較大。

又，與不含P且含有約1mass%的量的Si之β單相合金相比，含有0.05mass%的P且含有1mass%的量的Si之β單相合金（合金F）的切削性“綜合”指數提高了約11%。依據是否含有P，外周切削阻力提高約16%，鑽頭鑽孔切削下的扭矩提高約9%，顯著地得到了提高。外周切削的切削阻力及鑽頭切削的扭矩的大小與切屑形狀相關，藉由含有0.05mass%的P，外周切削、鑽頭切削的切屑形狀的評價結果皆從“×”提高至“○”。關於外周切削時的阻力，與含有3mass%的Pb之快削黃銅之差減小，外周切削、鑽頭切削的切屑亦接近於含有3mass%的Pb之快削黃銅的切屑而得到了改善。再者，切削阻力受強度之影響，若比較熱擠壓材料彼此，則強度越高，切削阻力越大。β單相黃銅和本實施形態的快削黃銅合金具有比含有3mass%Pb之快削黃銅高1.2～1.3倍之強度，因此若將其考慮在內，則可以說含有1mass%的Si和0.05mass%的P之β單相合金的切削性與含有3mass%的Pb之快削黃銅的切削性大致等同。

由表3、4、7可知，β單相合金F大致相當於本實施形態的快削性銅合金的β相，合金D大致相當於α相。本實施形態的快削性銅合金由相當於含有3mass%的Pb之快削黃銅的切削性之β相（合金F）和藉由含有Si略微改善切削性之α相（合金D）構成。即使β相的比例成為約50%，本實施形態的快削性銅合金亦能夠大致維持β單相的合金F的切削性。 Cu-Zn-Si-P-Pb合金的切削性受β相中是否存在含有P之化合物及β相中的Si濃度之較大影響，可以說藉由β相中的Si濃度為1mass%而發揮優異之切削性。

另一方面，合金B為含有0.01mass%的Pb但不含Si、P之黃銅，且β相所佔之比例為48%，與α單相黃銅（合金A）相比，外周切削、鑽頭切削的切削阻力皆得到了改善，但與β單相黃銅（合金C）相比，切削阻力高，切削性“綜合”評價為44%。與相同β相率的本實施形態的快削性銅合金的切削性“綜合”評價相比，為低約35%之數值，切屑形狀亦完全不同。從切削阻力及切屑的形狀考慮，含有0.01mass%的Pb但不含Si、P且含有48%的β相之黃銅根本無法代替含有3mass%的Pb之快削黃銅。 本實施形態的快削性銅合金在β相中包含含有P之化合物，如表3～5的評價表所示，在β相中含有0.6～1.3mass%的量的Si，藉此能夠具備良好之切削性。

＜特性＞ （常溫強度及高溫特性） 對以汽車零件為首之作為本實施形態的使用對象之構件、零件，強烈要求使其更薄、更輕。作為所需之強度，重視抗拉強度，還重視其與延展性之間的平衡。 為此，熱擠壓材料、熱軋材料及熱鍛材料為在未實施冷加工之熱加工完成後的狀態下抗拉強度為450N/mm² 以上的高強度材料為較佳。抗拉強度更佳為490N/mm² 以上，進一步較佳為520N/mm² 以上。用於閥、接頭、壓力容器、空調/冷凍機之大多數零件藉由熱鍛製成。儘管含有β相，但當前之含有2mass%Pb之鍛造用黃銅C3771的抗拉強度為約400N/mm² ，伸展率為30～35%。藉由含有Si且滿足組織關係式f2～f5、f5A的條件，可獲得高強度且實現輕量化。

有時在熱加工之後還進行冷加工，考慮冷加工的影響，將在以下範圍內之材料定義為高強度、高延展性的材料。 在熱加工材料和在熱加工之後進一步以30%以下的加工率進行冷加工而得之材料或實施冷加工和熱處理（依據情況反覆進行）且最終以30%以下的加工率進行冷加工而得之材料之情況下，具有以下特性。以下，將冷加工率設為[R]%，在不進行冷加工之情況下，[R]=0。抗拉強度S（N/mm² ）較佳為（450+8×[R]）N/mm² 以上，更佳為（490+8×[R]）N/mm² 以上。伸展率E（%）較佳為（0.02×[R]² -1.15×[R]+18）%以上，更佳為（0.02×[R]² -1.2×[R]+20）%以上。又，表示強度與延展性之間的平衡之特性關係式f6=S×（100+E）/100為590以上為較佳，更佳為620以上，進一步較佳為650以上。 再者，含有Pb之熱加工完成後的快削黃銅的上述特性關係式f6為約530。因此，與含有Pb之熱加工完成後的快削黃銅的特性關係式f6相比，本實施形態的快削性銅合金的特性關係式f6至少大60以上，進一步大90以上，強度與延展性之間的平衡優異。

（導電率） 本實施形態的用途中包括電氣/電子設備零件、EV化進展之汽車零件、其他高傳導性構件/零件。當前，含有約5mass%、約6mass%或約8mass%的量的Sn之磷青銅（JIS標準、C5102、C5191、C5210）經常用於該等用途，該等的導電率分別為約15%IACS、約14%IACS、約12%IACS。因此，只要本實施形態的銅合金的導電率為16%IACS以上，則在電氣/電子零件、汽車零件用途中，電傳導性不會產生多大問題。儘管含有約0.8mass%的量的作為使導電率變差之元素之Si且含有約37mass%的量的Zn，但依舊顯示高傳導性係受β相的量和固熔於β相中之Si之影響。儘管β相的Zn濃度高於α相，但含有越多β相，電傳導性會越提高。再者，改善傳導性在實際使用上幾乎不成問題，從而並不特別規定導電率的上限，但刻意假設為電阻焊接，將導電率較佳地設為23%IACS以下。

由以上探討結果得出以下見解。 第1，一直以來認為在Cu-Zn-Si合金中生成之β相對提高合金的切削性無效或妨礙合金的切削性。然而，深入研究之結果，作為一例，查明Si量為約1mass%、Cu量為約59mass%、Zn量為約40mass%之β相具有優異之切削性。

第2，查明為了進一步改善Cu-Zn-Si合金的β相的切削性，若使其含有P、將P固熔於β相中、在β相中存在粒徑為約0.5～約3μm的大小的含有P之化合物，則與不存在含有P之化合物之合金相比，切削阻力進一步降低，同時切屑的分割性能顯著地提高。

第3，含有約1mass%的量的Si之β相具有高強度，但延展性略差，若β相過多，則不適合作為工業用材料。為了製成在維持切屑分割性優異、切削阻力低這樣的切削性之同時具備良好之延展性且具有高強度之銅合金，藉由使包括α相的量、β相的量、γ相的量、α相晶粒的形狀和大小之各參數適當，使本實施形態的快削性銅合金成為更適當者。

第4，查明在本實施形態的快削性銅合金中生成之γ相對優異之切屑分割性有效。專利文獻的銅合金與本實施形態的快削性銅合金的組成不同，即使為相同的γ相，若組成如前述的β相般不同，則切削性上亦會產生較大之差異，但發現存在於本實施形態的快削性銅合金的組成範圍內之γ相具有優異之切削性。明確了與專利文獻相比，儘管本實施形態的快削性銅合金的Cu含量、Si含量少，但γ相的切削性、尤其鑽頭切削時的切屑的分割性能優異。但是，γ相阻礙延展性，因此需要大幅限制其量。又，查明了在不含γ相之α相和β相這2個相的金相組織中具備優異之切削性。

第5，Pb實際上不固熔於金相組織中，即使為微量亦作為Pb粒子而存在。明確了在由含有Si、含有包含P之化合物且切削性提高之β相和α相構成之銅合金中，少量的Pb會對降低切屑的分割性、切削阻力發揮較大之效果。與前述P的量一併明確了Pb的量對切削性之效果，鑑於切削性、其他各特性、對人體之影響，獲得了更適合之組成、金相組織，藉此完成了本合金。

第6，以往的含Pb銅合金含有大量的Pb且Pb在熱加工溫度下熔解，因此在650℃以下的熱變形能力中存在問題。在本實施形態的快削性銅合金製成為在低於650℃之溫度、約600℃下具有優異之熱變形能力、熱變形阻力低、能夠容易進行熱加工、熱態下富有延展性之銅合金。

（熱加工性） 本實施形態的快削性銅合金的特徵為在約600℃下具有優異之變形能，能夠熱擠壓成截面積小之棒，能夠熱鍛成複雜之形狀。若在約600℃下強加工含有Pb之銅合金，則會發生較大之破裂，因此適當之熱擠壓溫度為625～800℃，適當之熱鍛溫度為650～775℃。在本實施形態的快削性銅合金的情況下，其特徵為在600℃下以80%以上的加工率進行熱加工時不會破裂，較佳之熱加工溫度為低於650℃之溫度，更佳為低於625℃之溫度。

在本實施形態的快削性銅合金中，藉由含有Si，可在600℃下提高α相、β相的熱變形能力，降低變形阻力。又，β相所佔之比例大，因此能夠在600℃下容易進行熱加工。 若熱加工溫度為約600℃而低於以往的銅合金的加工溫度，則用於熱擠壓之擠壓模等工具、擠壓機的容器、鍛造模具加熱至400～500℃而使用。該等工具與熱加工材料之間的溫度差越小，越可獲得均質之金相組織，可製成尺寸精度良好之熱加工材料，工具的溫度幾乎不會上升，因此工具壽命亦增加。又，同時獲得高強度、強度與伸展率之間的平衡優異之材料。

＜製造程序＞ 接著，對本發明的第1、2實施形態之快削性銅合金的製造方法進行說明。 本實施形態的合金的金相組織不僅依據組成發生變化，而且還依據製造程序發生變化。不僅受熱擠壓、熱鍛的熱加工溫度、熱處理條件之影響，而且熱加工或熱處理中的冷却過程中的平均冷却速度亦會造成影響。進行深入研究之結果得知，在熱加工或熱處理的冷卻過程中，金相組織受530℃至450℃的溫度區域中的冷卻速度之較大影響。

（熔解鑄造） 熔解係在比本實施形態的合金的熔點（液相線溫度）高約100～約300℃的溫度亦即約950～約1200℃下進行。將比熔點高約50～約200℃之溫度亦即約900～約1100℃的熔融金屬澆鑄於預定的鑄模中，並藉由氣冷、徐冷、水冷等若干種冷却方法進行冷却。又，在凝固之後，構成相發生各種變化。

（熱加工） 作為熱加工，可舉出熱擠壓、熱鍛、熱軋。以下，對各步驟進行說明。再者，在進行2個以上的熱加工步驟之情況下，以以下條件進行最終熱加工步驟。

（1）熱擠壓 首先，關於熱擠壓，作為較佳之實施形態，儘管還取決於擠壓比（熱加工率）、設備能力，但實際上在進行熱加工時的材料溫度、具體而言剛通過擠壓模之後的溫度（熱加工溫度）高於530℃且低於650℃之溫度下進行熱擠壓。熱擠壓溫度的下限與熱態下的變形阻力相關，上限與α相的形狀相關，藉由在較窄之溫度範圍內進行管理，可獲得穩定之金相組織。若在650℃以上的溫度下進行熱擠壓，則α相晶粒的形狀容易成為針狀而非粒狀或容易出現直徑大於50μm之較大之α相晶粒。若出現針狀或粗大之α相晶粒，則強度略微降低，強度與延展性之間的平衡略微變差，含有P之析出物的分佈變差，長邊長且粗大之α相晶粒阻礙切削，切削性略微變差。α相晶粒的形狀與組成關係式f1相關，在組成關係式f1為58.0以下之情況下，擠壓溫度低於625℃為較佳。藉由在低於含有Pb之銅合金之溫度下進行擠壓，能夠具備良好之切削性和高強度。

又，藉由對熱擠壓後的冷却速度下工夫，能夠獲得具備更良好之切削性之材料。亦即，在熱擠壓後的冷却過程中，將530℃至450℃的溫度區域中的平均冷却速度設定為50℃/分以下、較佳為45℃/分以下而進行冷却。藉由將平均冷却速度限制在50℃/分以下，能夠用倍率500倍或倍率1000倍的金屬顯微鏡確認含有P之化合物的存在。另一方面，若冷却速度過慢，則含有P之化合物成長而有降低對切削性之效果之慮，因此前述平均冷却速度為0.1℃/分以上為較佳，0.3℃/分以上為更佳。 鑑於能夠實際測定之測定位置，熱加工溫度定義為自熱擠壓、熱鍛、熱軋的結束時點起約3秒後或4秒後的能夠實際測定之熱加工材料的溫度。金相組織受剛經歷較大之塑性變形之加工後的溫度之影響。所議論之熱加工後的平均冷却速度為約50℃/分，因此3～4秒後的溫度下降在計算中為約3℃，幾乎不受影響。

（2）熱鍛 作為原材料，熱鍛中主要使用熱擠壓材料，但亦使用連續鑄造棒。與熱擠壓相比，熱鍛的加工速度快，加工成複雜形狀，依據情況有時會強加工至壁厚為約3mm，因此鍛造溫度高。作為較佳之實施形態，成為鍛件的主要部分之實施較大之塑性加工之熱鍛材料的溫度、亦即自剛鍛造之後（鍛造的結束時點）起約3秒後或4秒後的材料溫度高於530℃且低於675℃為較佳。在作為鍛造用的黃銅合金而在世間廣泛使用之含有2mass%的量的Pb之黃銅合金（59Cu-2Pb-剩餘部分Zn）中，熱鍛溫度的下限為650℃，但本實施形態的熱鍛溫度低於650℃為更佳。在進行熱鍛時，亦與組成關係式f1相關，在組成關係式f1為58.0以下之情況下，熱鍛溫度低於650℃為較佳。儘管還取決於熱鍛的加工率，但溫度越低，α相的晶粒的大小越小，α相晶粒的形狀從針狀變為粒狀，強度提高，強度與延展性之間的平衡得到改善，並且切削性得到改善。

又，藉由對熱鍛後的冷却速度下工夫，能夠獲得具備切削性等各特性之材料。亦即，在熱鍛後的冷却過程中，將530℃至450℃的溫度區域中的平均冷却速度設定為50℃/分以下、進而設定為45℃/分以下而進行冷却為較佳。藉由控制冷却速度，在β相中析出約0.5～3μm的主要由P和Si、Zn構成之化合物，藉此能夠進一步提高合金的切削性。再者，為了抑制在冷却過程中產生化合物的粗化，前述的平均冷却速度的下限設為0.1℃/分以上為較佳，設為0.3℃/分以上為進一步較佳。

（3）熱軋 在進行熱軋時，對鑄錠進行加熱，反覆滾軋5次～15次。又，最終的熱軋結束時的材料溫度（自結束時點起經過3～4秒之後之材料溫度）高於530℃且低於625℃為較佳。在熱軋結束之後，冷却軋材，但與熱擠壓相同地，將530℃至450℃的溫度區域中的平均冷却速度設為0.1℃/分以上且50℃/分以下為較佳。前述的平均冷却速度更佳為0.3℃/分以上或45℃/分以下。

（熱處理） 銅合金的主要的熱處理亦稱為退火，例如在進行熱擠壓時加工成無法擠壓之較小之尺寸之情況下，在冷拉伸或冷拉線之後，依據需要進行熱處理，該熱處理以再結晶、亦即使材料柔軟為目的而實施。軋材亦相同地實施冷軋和熱處理。在本實施形態中，還以控制γ相、β相的量為目的而實施熱處理。 在需要伴隨再結晶之熱處理之情況下，在材料的溫度為400℃以上且600℃以下、0.1小時至8小時的條件下進行加熱。在前步驟中未形成含有P之化合物之情況下，在進行熱處理時形成含有P之化合物。再者，若在高於530℃之溫度下進行熱處理，則含有P之化合物會再固熔並消失。在熱處理溫度高於530℃之情況下，在冷却過程中，需要將530℃至450℃的溫度區域中的平均冷却速度設定為50℃/分以下、較佳為45℃/分以下而進行冷却，形成含有P之化合物。前述的平均冷却速度的下限為0.1℃/分以上為較佳。

（冷加工步驟） 在熱擠壓棒的情況下，為了獲得高強度、為了改善尺寸精度或為了使擠壓出之棒材、卷材成為彎曲少之直線形狀，有時會對熱擠壓材料實施冷加工。例如，以約2%～約30%的加工率對熱擠壓材料實施冷拉伸，依據情況實施矯正加工、低溫退火。 細棒、線或軋材被反覆實施冷加工和熱處理，在熱處理之後，實施最終加工率為0%～約30%的冷加工、矯正加工、低溫退火。 冷加工的優點為，能夠提高合金的強度。藉由對熱加工材料組合冷加工和熱處理，即使其順序顛倒，亦能夠掌握高強度、延展性、衝擊特性之間的平衡，能夠依據用途獲得重視強度、重視延展性和靱性之特性。再者，冷加工對切削性造成之影響小。

（低溫退火） 在棒、線、鍛件、軋材中，有時以殘留應力的去除、棒材的矯正（棒材的線性度）、金相組織的調整和改善為主要目的，在最終步驟中以再結晶溫度以下的溫度對棒材、線材、鍛件、軋材進行低溫退火。在本實施形態的情況下，為了與前述熱處理進行區分，將在金相組織中再結晶之比例少於50%之情況定義為低溫退火。低溫退火在保持溫度為250℃以上且430℃以下、保持時間為10～200分鐘的條件下進行。下限的條件為能夠充分去除殘留應力之最低溫度或時間。又，藉由將棒材對齊排列於截面為凹狀且底面為平滑之面之模箱、例如寬度約500mm、高度約300mm、厚度約10mm、長度約4000mm的鋼製模箱（凹槽的深度為（高度）-（厚度））上並在250℃以上且430℃以下的溫度下保持10～200分鐘，能夠獲得直線性優異之棒材。若將溫度設為T℃、將時間設為t分鐘，則300≤退火條件式f7=（T-200）×（t）^1/2 ≤2000的條件為較佳。若退火條件式f7小於300，則殘留應力的去除或矯正不充分。若退火條件式f7大於2000，則材料的強度因再結晶而降低。退火條件式f7較佳為400以上且1600以下。若退火條件式f7與前步驟的冷却速度無關地為400以上，則在進行低溫退火時形成含有微細之P之化合物。又，儘管取決於合金組成，但若在250℃以上且430℃以下的溫度下保持10～200分鐘，則有時在β相內或β相與α相的相界析出微細之γ相，使鑽孔切削的切屑變微細。但是，β相隨著γ相的增加而減少，因此有時切削性會變差。又，若γ相過多，則切削性的提高會飽和，延展性變差。因此，需要注意組織關係式f2～f5、組織/組成關係式f5A。

藉由該種製造方法製造本發明的第1、2實施形態之快削性銅合金。 熱加工步驟、熱處理（亦稱為退火）步驟、低溫退火步驟為對銅合金進行加熱之步驟。基本的製造步驟有時還會不包括熔解/鑄造、熱加工（擠壓、鍛造、滾軋）、冷加工（拉伸、拉線、滾軋）、矯正加工、低溫退火，矯正加工、冷加工、低溫退火。再者，矯正加工通常在冷態下進行，因此亦稱為冷加工。關於φ5～7mm以下的細棒、線、厚度為8mm以下的板，有時在前述步驟中包括熱處理。熱處理主要在冷加工之後進行，可依據最終尺寸反覆進行熱處理和冷加工。最終產品的直徑越小且厚度越薄，以切削性的同等以上之程度越重視冷加工性。熱處理有時還會在熱加工之後且冷加工之前進行。 低溫退火步驟在熱加工步驟、冷加工步驟、矯正加工步驟及退火步驟中的最終步驟之後實施。在進行低溫退火步驟之情況下，通常退火步驟在加工步驟之間進行，因此可以說低溫退火步驟在熱加工步驟、冷加工步驟及矯正加工步驟中的最終加工步驟之後實施。 具體而言，可舉出以下製造步驟的組合。再者，亦可以代替熱擠壓而進行熱軋。 （1）熱擠壓-低溫退火 （2）熱擠壓-冷加工（拉伸、拉線、滾軋）-低溫退火 （3）熱擠壓-冷加工（拉伸、拉線、滾軋）-矯正加工-低溫退火 （4）熱擠壓-反覆進行冷加工（拉線、滾軋）和退火-冷加工-低溫退火 （5）熱擠壓-反覆進行冷加工（冷拉線、滾軋）和退火-冷加工-矯正加工-低溫退火 （6）熱擠壓-退火-冷加工（拉伸、拉線、滾軋）-低溫退火 （7）熱擠壓-退火-冷加工（拉伸、拉線、滾軋）-矯正加工-低溫退火 （8）熱擠壓-退火-反覆進行冷加工（拉伸、拉線、滾軋）和退火-冷加工-低溫退火 （9）熱擠壓-退火-反覆進行冷加工（拉伸、拉線、滾軋）和退火-冷加工-矯正加工-低溫退火 （10）熱擠壓-冷拉伸-矯正加工（可以省略矯正加工）-熱鍛-低溫退火 （11）熱擠壓-矯正加工-熱鍛-低溫退火 （12）熱擠壓-熱鍛-低溫退火 （13）鑄造-熱鍛-低溫退火 （14）鑄造-矯正加工-熱鍛-低溫退火

依如上構成之本發明的第1、第2實施形態之快削性合金，如上所述規定了合金組成、組成關係式、金相組織f1、組織關係式f2～f5、組織/組成關係式f5A，因此即使Pb的含量少，亦能夠獲得優異之切削性，熱加工性優異、強度高、強度與延展性之間的平衡優異。

以上，對本發明的實施形態進行了說明，但本發明並不限定於此，能夠在不脫離其發明的技術要求之範圍內適當進行變更。 [實施例]

以下，示出為了確認本實施形態的效果而進行之確認實驗的結果。再者，以下實施例為用於說明本實施形態的效果者，實施例中記載之構成要件、製程、條件並非限定本實施形態的技術範圍者。

使用在實際操作中使用之低頻熔爐及半連續鑄造機實施了銅合金的試作試驗。 又，使用實驗室設備實施了銅合金的試作試驗。 將合金組成示於表8～11。又，將製造步驟示於表12～18。再者，以下示出各製造步驟。

（步驟No.A0～A6、A10、AH1、AH2） 如表12所示，藉由實際操作之低頻熔爐及半連續鑄造機製造了直徑240mm的坯料。原料使用了依據實際操作者。將坯料切斷成800mm的長度並進行了加熱。用標稱容量3000噸的熱擠壓機擠壓出了2條直徑25.6mm的圓棒。又，在530℃至450℃的溫度區域中以若干個冷却速度對擠壓材料進行了冷却。溫度測定係以熱擠壓的中間階段至最後階段為中心使用放射溫度計而進行，測定了自被擠壓機擠壓時起約3～4秒後的擠壓材料的溫度。再者，之後的熱擠壓、熱鍛、熱軋的溫度測定中使用了LumaSense Technologies Inc製的型號IGA8Pro/MB20的放射溫度計。

確認到該擠壓材料的溫度的平均值為表12所示之溫度的±5℃（在（表所示之溫度）-5℃～（表所示之溫度）+5℃的範圍內）。 在步驟No.A0、A1、A2、A4、AH2中，擠壓溫度為590℃，在No.A3中，擠壓溫度為635℃，在No.AH1中，擠壓溫度為680℃。又，在熱擠壓之後，關於530℃至450℃的平均冷却速度，在步驟No.A2中為45℃/分，在步驟No.AH2中為65℃/分。在除步驟No.A2、AH2以外的步驟中，前述平均冷却速度為25℃/分。

在熱擠壓結束之後，在步驟No.A0中，視為熱擠壓完成，在冷態下進行了矯正。在進行矯正時，實質的冷加工率為0%。在步驟No.A4中，將拉伸加工率設為8.4%。在除步驟No.A0、A4以外的步驟中，在冷態下從直徑25.6mm拉伸至直徑25.0mm（加工率4.7%）。此外，在步驟No.A5、A6中，使用步驟No.A1的原材料，分別在275℃且100分鐘、410℃且50分鐘的條件下將材料放入模箱中進行了低溫退火。在步驟No.A10中，在575℃下進行熱擠壓至直徑45mm，以20℃/分的平均冷却速度從530℃冷卻至450℃。步驟No.A10亦用於鍛造實驗。

在此，對實施低溫退火者計算了以下所示之退火條件式f7。 f7=（T-200）×（t）^1/2 T：溫度（材料溫度）（℃）、t：加熱時間（分鐘）

又，在將棒材堆成4層而對齊排列於截面為凹狀、寬度500mm、高度300mm、厚度10mm且長度為4000mm的鋼製的模箱上之狀態下進行了低溫退火，接著，測定了棒材的彎曲。 關於彎曲測定結果，對合金No.S01實施步驟No.A5、A6、後述的步驟No.B6而得之試樣的彎曲皆為每1米棒材0.1mm以下，皆良好。

（步驟No.B1～B7、BH1、BH2） 如表13所示，使用實際操作設備在步驟No.B1～B7、BH1、BH2中熱擠壓至直徑20.0mm，除步驟No.B5、B7以外，在冷態下拉伸至直徑19.03mm。在步驟No.B5中，在冷態拉伸至直徑18.5mm。在步驟No.B1、B2、B5、B6、B7中，擠壓溫度設為610℃。在步驟No.B3和BH2中擠壓溫度設為580℃，在步驟No.B4中擠壓溫度設為640℃，在步驟No.BH1中擠壓溫度設為680℃而進行了熱擠壓。關於擠壓後的530℃至450℃的平均冷却速度，在步驟No.BH2中設為55℃/分，在步驟No.B2中設為0.2℃/分。在除此之外的步驟中，將平均冷却速度設為38℃/分而進行了冷却。在步驟No.B6中，使用步驟No.B1的材料在310℃下放入模箱中進行了100分鐘低溫退火。步驟No.B7前進至步驟No.E。

（步驟No.C1～C3、C10、CH1、CH2） 如表14所示，在實驗室中，以預定的成分比熔解了原料。還故意製作了含有不可避免之雜質元素之試樣。將熔融金屬澆鑄於直徑100mm、長度180mm的模具中，製作了坯料（合金No.S51～S68、S70～S82）。再者，還從實際操作之熔解爐獲得熔融金屬，有意地進一步添加Fe、Sn等雜質，將熔融金屬澆鑄於直徑100mm、長度180mm的模具中，製作了坯料（合金No.S11～S17）。再者，有意地添加之Fe、Sn等雜質的濃度為與市售的含有Pb之黃銅大致相同之水準或該水準以下。 對該坯料進行加熱，在步驟No.C1、C3及CH2中將擠壓溫度設為595℃，在步驟No.C2中將擠壓溫度設為635℃，在步驟No.CH1中將擠壓溫度設為675℃，擠壓至直徑22mm的圓棒。在步驟No.CH2中將擠壓後的530℃至450℃的平均冷却速度設為72℃/分，在步驟No.C1、C2、C3、CH1中設為30℃/分。接著，未對線性度的良好者進行矯正，但對線性度差者進行了矯正（加工率0%）。在步驟No.C3中，使用步驟No.C1的棒在不放入模箱之情況下在320℃、60分鐘的條件下進行了低溫退火。 在步驟No.C10中，將擠壓溫度設為575℃，擠壓至直徑45mm，將平均冷却速度設為20℃/分，作為鍛造用原材料。 前述之合金A～合金F係依據步驟C的方法而製作。但是，關於擠壓溫度，在合金A、D中設為750℃，在其他合金B、C、E、F中設為635℃，將擠壓後的530℃至450℃的平均冷却速度設為30℃/分。又，為了在擠壓之後調整金相組織，所有合金A～合金F在500℃下進行了2小時熱處理。再者，作為比較材料的含有2mass%Pb之鍛造用黃銅C3771、合金H，使用了市售者。

（步驟D） 在步驟No.D中，從實驗室和實際操作之熔解爐獲得熔融金屬，並澆鑄於內徑45mm的模具中。在冷却過程中，將530℃至450℃的溫度區域中的平均冷却速度設為40℃/分，作為步驟No.F的鍛造用原材料。

（步驟E） 如表16所示，步驟No.E為包括退火之步驟。主要為例如製作直徑7mm以下的細棒材之步驟，但若棒材較細，則無法進行切削試驗，因此用直徑大之擠壓棒進行了替代試驗。 在步驟No.E1中，藉由冷拉伸加工使在步驟No.B7中獲得之直徑20mm的原材料成為16.7mm，實施480℃、60分的熱處理，接著藉由冷拉伸使其成為直徑16mm。 在步驟No.E2中，藉由冷拉伸使在步驟No.C1中獲得之直徑22mm的原材料成為18.4mm，實施450℃、90分的熱處理，接著藉由冷拉伸使其成為直徑17.7mm。

（步驟No.F1～F5、FH1～FH2） 如表17所示，將在步驟No.A10、C10、D中獲得之直徑45mm的圓棒切斷成長度180mm。橫向放置該圓棒，用熱鍛壓能力150噸的壓機鍛造成厚度16mm。自剛熱鍛造成規定的厚度之後起經過約3～約4秒後，使用放射溫度計及接觸溫度計進行了溫度的測定。確認到熱鍛溫度（熱加工溫度）為表17所示之溫度±5℃的範圍（在（表所示之溫度）-5℃～（表所示之溫度）+5℃的範圍內）。 在步驟No.F1、F2、F3、F5、FH1、FH2中，將熱鍛溫度分別改變為660℃、640℃、615℃、620℃、685℃、615℃而實施了步驟。在步驟No.FH2中，將530℃至450℃的溫度區域中的平均冷却速度設為63℃/分。在除此之外的步驟中，將平均冷却速度設為28℃/分而實施了冷却。在步驟F中，獲得了鍛件，未實施矯正（冷加工），為僅實施了熱鍛之狀態。再者，在步驟No.F4中，使用步驟No.F3的鍛件在290℃、100分的條件下進行了低溫退火。 切斷熱鍛材料並提供至切削試驗、機械性質的實驗中。

（步驟R） 在步驟No.R1中，從實際操作之熔解爐將熔融金屬的一部分澆鑄於截面為35mm×70mm的鑄模中。如表18所示，對鑄件的表面進行面切削而使其成為32mm×65mm×200mm，加熱至650℃，實施2道次的熱軋而使厚度成為15mm。自最終熱軋的結束時點起約3～約4秒後的材料溫度為560℃，將530℃至450℃的溫度區域中的平均冷却速度設為20℃/分而進行了冷却。又，將所得之滾軋板冷軋至厚度10mm，使用電氣爐在480℃且60分的條件下進行熱處理，接著再次冷軋至厚度9mm。

對上述試驗材料實施了以下項目的評價。將評價結果示於表19～31。

（金相組織的觀察） 藉由以下方法觀察了金相組織，並藉由圖像解析測定了α相、β相、γ相、κ相、μ相等各相的面積率（%）。再者，α’相、β’相、γ’相設為分別包括在α相、β相、γ相中。 與長邊方向平行地或與金相組織的流動方向平行地切斷了各試驗材料的棒材、鍛件。接著，對表面進行鏡面拋光（mirror face polishing），並用過氧化氫和氨水的混合液進行了蝕刻。在進行蝕刻時使用了混合3vol%的過氧化氫水3mL和14vol%的氨水22mL而得之水溶液。在約15℃～約25℃的室溫下，將金屬的拋光面浸漬於該水溶液中約2秒～約5秒。

使用金屬顯微鏡以倍率500倍觀察金相組織，求出各相的比例，檢查了是否存在含有P之化合物。依據金相組織的狀況以1000倍進行觀察，確認到相和含有P之化合物。在5個視野的顯微鏡照片中，使用圖像處理軟體“Photoshop CC”手動塗滿了各相（α相、β相、γ相、κ相、μ相）。接著，用圖像解析軟體“WinROOF2013”進行二值化，求出了各相的面積率。詳細而言，對各相求出5個視野的面積率的平均值，並將平均值設為各相的相比率。排除除含有P之化合物以外的析出物、氧化物、硫化物、晶出物，將所有構成相的面積率的總計設為100%。

又，觀察了含有P之化合物。能夠使用金屬顯微鏡以500倍進行觀察之最小的析出粒子的大小為約0.5μm。與相的比例相同地，首先，使用能夠用500倍的金屬顯微鏡觀察且能夠以1000倍判別、確認之析出物進行了是否存在含有P之化合物之判斷。將在該觀察條件下用金屬顯微鏡確認到含有P之化合物的存在之情況評價為“○”（良）。儘管還取決於P的含量、製造條件，但有在1個顯微鏡視野中存在數個～數百個含有P之化合物之試樣。含有P之化合物幾乎存在於β相內，因此包括在β相中。又，雖然很少見，但在存在於α相內之情況下，視為包括在α相中。此外，β相內有時存在大小小於0.5μm之γ相。在本實施形態中，用倍率500倍（依據情況用1000倍）的金屬顯微鏡無法識別小於0.5μm之大小的相，因此超微細之γ相作為β相而進行了處理。含有P之化合物在金屬顯微鏡下呈黑灰色，由Mn、Fe形成之析出物、化合物呈淺藍色，因此可進行區分。

在α相中，需要區分是否為針狀。因此，如下評價了α相的形狀。 在一個α相的晶粒中，將長邊/短邊之比大於4情況定義為針狀（橢圓形狀）的α相晶粒，將α相的晶粒的長邊/短邊之比為4以下的情況定義為粒狀的α相晶粒。在觀察前述金相組織時，檢查了相對於整個α相之粒狀的α相晶粒所佔之個數的比例。將粒狀的α相晶粒所佔之比例少於50%之情況評價為“×”（差）。將粒狀的α相晶粒所佔之比例為50%以上且少於75%之情況評價為“△”（可）。將粒狀的α相晶粒所佔之比例為75%以上的情況評價為“○”（良）。α相晶粒的形狀對機械性質、切削性造成影響，粒狀的α相晶粒越多，機械性質、切削性越良好。 具體而言，使用打印成約70mm×約90mm尺寸之照片對各相的面積率、是否存在化合物進行了評價。

在相的識別、析出物的識別困難之情況下，使用場發射型掃描電子顯微鏡（FE-SEM）（JEOL Ltd.製的JSM-7000F）和附屬的EDS在加速電壓15kV、電流值（設定值15）的條件下藉由FE-SEM-EBSP（Electron Back Scattering Diffracton Pattern，電子背向散射衍射圖案）法以倍率500倍或2000倍確定了相、析出物。 又，在對若干種合金測定α相、β相、γ相、尤其β相中含有之Si濃度之情況及含有P之化合物的判斷困難之情況下，主要以2000倍的倍率拍攝二次電子像、組成像，用X射線微分析儀進行了定量分析或定性分析。在進行測定時，使用JEOL Ltd.製的“JXA-8230”在加速電壓20kV、電流值3.0×10^-8 A的條件下進行。在藉由該等電子顯微鏡調査時觀察到含有P之化合物之情況下，將含有P之化合物的存在評價設為“△”（可）。在未觀察到含有P之化合物之情況下，將含有P之化合物的存在評價設為“×”（差）。關於在本實施形態中定義之“含有P之化合物的存在”，設為亦包括“△”。在表中，將含有P之化合物的存在評價的結果示於“P化合物”項中。

（導電率） 導電率的測定使用了FOERSTER JAPAN LIMITED.製的導電率測定裝置（SIGMATEST D2.068）。再者，在本說明書中，以相同的含義使用了術語“電傳導”和“導電”。又，熱傳導性與電傳導性具有較強之相關性，因此導電率越高，表示熱傳導性越良好。

（抗拉強度/伸展率） 將各試驗材料加工成JIS Z 2241的10號試片，進行了抗拉強度的測定。 若不包括冷加工步驟之熱擠壓材料或熱鍛材料的抗拉強度較佳為450N/mm² 以上、更佳為490N/mm² 以上、進一步較佳為520N/mm² 以上，則在快削性銅合金中為最高水準，能夠使在各領域中使用之構件更薄、更輕或增加允許應力。又，在強度與伸展率之間的平衡中，若將抗拉強度設為S（N/mm² ）、將伸展率設為E（%），則在表示強度與延展性之間的平衡之特性關係式f6=S×（100+E）/100較佳為590以上、更佳為620以上、進一步較佳為650以上時，可以說在熱加工銅合金中為非常高之水準。

＜基於車床之切削性試驗＞ 作為切削性的評價，用使用車床之切削試驗如下進行了評價。 對熱擠壓棒材、熱鍛件實施切削加工而製作了直徑14mm的試驗材料。將不帶斷屑槽之K10的超硬合金工具（刀具）安裝於車床。使用該車床在乾燥條件下以切削前角：0°、刀鼻半徑：0.4mm、切削後角：6°、切削速度：40m/分、切削深度：1.0mm、進給速度：0.11mm/rev.的條件在直徑14mm的試驗材料的圓周上進行了切削。

從由安裝於工具之3個部分構成之測力計（MIHODENKI CO., LTD.製造，AST式工具測力計AST-TL1003）發出之訊號轉換為電氣電壓訊號（electrical voltage signal），並記錄在記錄器中。接著，該等訊號轉換為切削阻力（主分力、進給分力、背分力、N）。切削試驗中，為了抑制刀具磨損的影響，實施2次A→B→C→///C→B→A的往復，並對各試樣進行了4次測定。切削阻力由以下式求出。 切削阻力（主分力、進給分力、背分力的合力）=（（主分力）² +（進給分力）² +（背分力）² ）^1/2 再者，對各樣品進行4次測定，並採用了其平均值。將由Zn-59mass%Cu-3mass%Pb-0.2mass%Fe-0.3mass%Sn合金構成之市售的快削黃銅棒C3604的切削阻力設為100，計算試樣的切削阻力的相對值（切削性指數），進行了相對評價。切削性指數越高，越具有良好之切削性。再者，“三分力”的記載係指主分力、進給分力、背分力的合力，表示切削性指數。 再者，如下求出了切削性指數。 試樣的切削試驗結果的指數（切削性指數）=（C3604的切削阻力/試樣的切削阻力）×100

同時採集切屑，藉由切屑形狀對切削性進行了評價。在實際進行切削時成為問題的係，切屑纏繞於工具及切屑的體積增加。因此，作為切屑形狀，將生成平均長度短於5mm之切屑之情況評價為良好“○”（良）。作為切屑形狀，將生成平均長度為5mm以上且短於15mm之切屑之情況評價為可“△”（可），評價為在實際使用上會存在些許問題，但能夠進行切削。將生成平均切屑長度為15mm以上的切屑之情況評價為“×”（差）。再者，最初生成之切屑在評價中除外。

切削阻力還依賴於材料的剪斷強度、抗拉強度，強度越高之材料往往切削阻力越高。在高強度材料的情況下，若切削阻力相對於含有1～4mass%的Pb之快削黃銅棒的切削阻力高約40%左右，則在實際使用上視為良好。在本實施形態中，與含有3mass%Pb之快削黃銅C3604相比，擠壓材料的剪斷強度為約1.2～1.3倍，因此以約70的切削性指數為界（邊界值）對本實施形態中的切削性的評價基準進行了評價。詳細而言，若切削性指數為80以上，則評價為切削性優異（評價：◎、優異）。若切削性指數為70以上且小於80，則評價為切削性良好（評價：○、良）。若切削性指數為63以上且小於70，則評價為切削性合格（評價：△、可）。若切削性指數小於63，則評價為切削性不合格（評價：×、差）。 若為同等的強度，則切屑形狀與切削性指數具有相關關係，若切削性指數大，則切屑分割性趨於良好，能夠數值化。 在重視冷加工性之情況下，亦至少需要切屑、切削阻力的評價為“可”以上。

順便提及，作為Zn濃度高、含有0.01mass%的Pb且含有約50%的β相之快削性銅合金之Zn-58.1mass%Cu-0.01mass%Pb合金的切削性指數為39，切屑的長度長於15mm。同樣地，作為不含Si、含有0.01mass%的Pb之β單相銅合金之Zn-55mass%Cu-0.01mass%Pb合金的切削性指數為41，切屑的長度長於15mm。 在試驗No.T202（合金No.S52）中，含有0.076mass%的P，在590℃下進行熱擠壓，存在含有P之化合物。將該試驗No.T202（合金No.S52）的切屑的外觀示於圖2A。又，在試驗No.T303（合金No.S71）中，P的含量為0.001mass%，在595℃下進行熱擠壓，用金屬顯微鏡及電子顯微鏡未確認到含有P之化合物的存在。將該試驗No.T303（合金No.S71）的切屑的外觀示於圖2B。 含有P且能夠確認含有P之化合物之試驗No.T202（合金No.S52）的切屑的平均長度為1mm，被較細地分割。另一方面，P的含量為0.001mass%且未觀察到含有P之化合物之試驗No.T303（合金No.S71）的切屑長度長於15mm，為連續者。

＜鑽頭切削試驗＞ 在鑽床中使用φ3.5mm高速鋼製JIS標準鑽頭，以轉速：1250rpm、進給量：0.17mm/rev.的條件在乾燥條件下進行了深度10mm的鑽孔加工。在進行鑽孔加工時，用AST式工具動力計在周向、軸向上採集電壓變化，計算出鑽孔加工時的扭矩/推力。再者，對各樣品進行4次測定，並採用了其平均值。將由Zn-59mass%Cu-3mass%Pb-0.2mass%Fe-0.3mass%Sn合金構成之市售的快削黃銅棒C3604的扭矩、推力設為100，計算試樣的扭矩、推力的相對值（扭矩指數、推力指數），進行了相對評價。切削性指數（扭矩指數、推力指數、鑽孔指數）越高，越具有良好之切削性。鑽孔加工中，為了抑制鑽頭的磨損的影響，實施2次A→B→C→///C→B→A的往復，對各試樣進行了4次測定。 亦即，如下求出了切削性指數。 試樣的鑽孔試驗結果的指數（鑽孔指數）=（扭矩指數+推力指數）/2 試樣的扭矩指數=（C3604的扭矩/試樣的扭矩）×100 試樣的推力指數=（C3604的推力/試樣的推力）×100

在第3次試驗時採集了切屑。依據切屑形狀評價了切削性。在實際進行切削時成為問題的係，切屑纏繞於工具及切屑的體積增加。因此，將平均生成切屑形狀小於1卷之切屑之情況評價為良好“○”（良）。將生成切屑形狀為1卷以上且小於3卷為止的切屑之情況評價為可“△”（可），評價為在實際使用上存在些許問題，但能夠進行鑽頭切削。將生成切屑形狀為3卷以上的切屑之情況評價為“×”（差）。再者，最初生成之切屑除外。

若高強度材料的扭矩、推力相對於含有1～4mass%的Pb之快削黃銅棒的切削阻力高約40%左右，則在實際使用上視為良好。在本實施形態中，以約70的切削性指數為界（邊界值）進行了評價。詳細而言，若鑽孔指數為75以上，則評價為切削性優異（評價：◎、優異）。若鑽孔指數為70以上且小於75，則評價為切削性良好（評價：○、良）。若鑽孔指數為65以上且小於70，則評價為切削性合格（評價：△、可），評價為在實際使用上存在些許問題，但能夠進行鑽頭切削。若鑽孔指數小於65，則評價為切削性不合格（評價：×、差）。

若為相同之強度，則切屑形狀與扭矩指數具有較強之關係。若扭矩指數大，則切屑分割性趨於良好，因此能夠以扭矩指數數值比較切屑形狀。但是，與含有3mass%Pb之快削黃銅相比，本實施形態的合金在熱擠壓材料中與抗拉強度大致具有比例關係之剪斷強度為約1.2～1.3倍。切削阻力與剪斷強度具有較強之關係，因此需要考慮材料強度。 在重視具有與切削性相反之特性之冷加工性之情況下，亦至少需要切屑、切削阻力的評價為“可”（△、可）以上。

順便提及，作為Zn濃度高、含有0.01mass%的Pb且含有約50%的β相之快削性銅合金之Zn-58.1mass%Cu-0.01mass%Pb合金的鑽孔指數為49（扭矩指數為46、推力指數為52），切屑大於3卷。同樣地，作為不含Si且含有0.01mass%的Pb之β單相的銅合金之Zn-54mass%Cu-0.01mass%Pb合金的鑽孔指數為61（扭矩指數為53、推力指數為68），切屑大於3卷。

作為精密鑽孔用專用工具，近年來各種設備逐漸小型化，相對於該等零件之微細之鑽孔之需求提高。例如，可舉出模具的銷孔、紡孔、印刷電路板等半導體關聯的裝置零件、光學裝置關聯的裝置零件等廣泛之需求。今後，資訊家電或醫療設備、汽車零件等各種工業產品的輕、薄、小型化將進一步加速。在該種趨勢下，各鑽頭製造商謀求充實0.1mm以下的超硬鑽頭的系列。至今為止鑽孔的直徑與深度的比率的極限為10倍左右，但最近出現了很多即使為0.5mm以下的孔亦能夠加工至鑽孔的直徑與深度的比率為100倍左右之鑽頭。擴大了小徑/深孔加工的可能性，在該等領域中要求切削性良好之材料。

（熱加工試驗） 藉由切削使步驟No.A0的直徑25.6mm或步驟No.C1的直徑22.0mm的棒材成為直徑15mm，並切斷成長度25mm。將該試驗材料在600℃下保持了20分鐘。接著，縱向放置試驗材料，使用具有10噸的熱壓縮能力且併設有電爐之Amsler試驗機，以應變速度0.02/秒、加工率80%進行壓縮，使厚度成為5mm。在進行熱加工時，試驗材料維持在600℃。 藉由肉眼觀察是否破裂和表面上是否生成較大之褶皺評價了熱變形能力。測定加工率20%時的變形阻力，並以30N/mm² 為界評價了熱變形阻力。儘管還取決於設備能力或擠壓比等熱加工率，但30N/mm² 為可毫無問題地製造通常製造之範圍的熱擠壓棒之熱變形阻力的邊界值。在600℃的熱加工試驗中，在未破裂、未生成較大之褶皺且熱變形阻力為30N/mm² 以下之情況下，評價為熱加工性良好：“○”（良）。在熱變形能力、熱變形阻力中的任一個不滿足上述基準之情況下，有條件地評價為可“△”（可）。在熱變形能力、熱變形阻力這兩者皆不滿足上述基準之情況下，評價為不合適“×”（差）。將評價結果示於表31。

600℃下的熱擠壓和熱鍛幾乎不會以一般的銅合金實施。在含有Pb之快削銅合金的情況下，若在600℃下進行試驗，則會發生破裂，熱變形阻力大於30N/mm² 。藉由在低溫下進行熱加工，可獲得高強度、高強度與伸展率之間的平衡、良好之切削性，提高尺寸精度，實現工具的長壽命化，而且還有利於地球環境。 作為含有Pb之鍛造用黃銅之合金H發生了破裂，變形阻力高。在組成關係式f1的值小於56.3之情況下，產生了較大之褶皺，在組成關係式f1的值大於59.3之情況下，變形阻力大於30N/mm² 。

[表8]

[表9]

[表10]

[表11]

[表12]

步驟A：實機製造步驟（直接擠壓）
步驟 No.	熱擠壓	冷拉伸 矯正	低溫退火	備註
擠壓材料 直徑(mm)	溫度 (℃)	冷卻速度* (℃/分)	加工率 (%)	溫度 (℃)	時間 (分鐘)	f7
A0	25.6	590	25	0	－	－	－
A1	25.6	590	25	4.7	－	－	－
A2	25.6	590	45	4.7	－	－	－
A3	25.6	635	25	4.7	－	－	－
AH1	25.6	680	25	4.7	－	－	－
AH2	25.6	590	65	4.7	－	－	－
A4	25.6	590	25	8.4	－	－	－
A5	25.6	590	25	4.7	275	100	750	使用步驟A1的 原材料進行 低溫退火
A6	25.6	590	25	4.7	410	50	1485	使用步驟A1的 原材料進行 低溫退火
A10	45.0	575	20	－	－	－	－	至步驟F (鍛造原材料)
*530℃至450℃的冷卻速度

[表13]

步驟B：實機製造步驟（間接擠壓）
步驟 No.	熱擠壓	複合 拉伸、矯正	低溫退火	備註
擠壓材料 直徑(mm)	溫度 (℃)	冷卻速度* (℃/分)	加工率 (%)	溫度 (℃)	時間 (分鐘)	f7
B1	20.0	610	38	9.5	－	－	－
B2	20.0	610	0.2	9.5	－	－	－
B3	20.0	580	38	9.5	－	－	－
B4	20.0	640	38	9.5	－	－	－
BH1	20.0	680	38	9.5	－	－	－
BH2	20.0	580	55	9.5	－	－	－
B5	20.0	610	38	14.4	－	－	－
B6	20.0	610	38	9.5	310	100	1100	使用步驟B1的 原材料進行 低溫退火
B7	20.0	610	38	－	－	－	－	至步驟E
*530℃至450℃的冷卻速度

[表14]

步驟C：實驗室擠壓
步驟 No.	熱擠壓	冷加工	低溫退火	備註
擠壓材料 直徑(mm)	溫度 (℃)	冷卻速度* (℃/分)	加工率 (%)	溫度 (℃)	時間 (分鐘)	f7
C1	22.0	595	30	0	－	－	－	一部分至步驟E
C2	22.0	635	30	0	－	－	－
C3	22.0	595	30	0	320	60	930	使用步驟C1的 原材料進行 低溫退火
CH1	22.0	675	30	0	－	－	－
CH2	22.0	595	72	0	－	－	－
C10	45.0	575	20	－	－	－	－	至步驟F （鍛造原材料）
*530℃至450℃的冷卻速度

[表15]

步驟D：鑄造（鍛造用原材料的鑄件的製作）
步驟No.	直徑(mm)	冷卻速度(℃/分)
D1	45.0	40
*530℃至450℃的冷卻速度

[表16]

步驟E：實驗室
步驟 No.	原材料 (前步驟)	擠壓材料 直徑(mm)	冷拉伸1	退火	冷拉伸2
拉伸材料 直徑(mm)	加工率 (%)	溫度 (℃)	時間 (分鐘)	拉伸材料 直徑(mm)	加工率 (%)
E1	B7	20.0	16.7	30.3	480	60	16.0	8.2
E2	C1	22.0	18.4	30.0	450	90	17.7	7.5

[表17]

步驟F：熱鍛
步驟 No.	原材料 (前步驟)	熱鍛	冷加工	低溫退火	備註
溫度 (℃)	冷卻速度* (℃/分)	加工率 (%)	溫度 (℃)	時間 (分鐘)	f7
F1	A10,C10	660	28	0	－	－	－
F2	A10,C10	640	28	0	－	－	－
F3	A10,C10	615	28	0	－	－	－
F4	A10,C10	615	28	0	290	100	900	使用步驟F3的 原材料進行 低溫退火
FH1	A10,C10	685	28	0	－	－	－
FH2	A10,C10	615	63	0	－	－	－
F5	D1	620	28	0	－	－	－
*530℃至450℃的冷卻速度

[表18]

步驟R：實驗室滾軋
步驟 No.	熱軋	冷軋1	退火	冷軋2
熱軋材料的 厚度(mm)	最終溫度 (℃)	冷卻速度* (℃/分)	冷軋材料的 厚度(mm)	加工率 (%)	溫度 (℃)	時間 (分鐘)	冷軋材料的 厚度(mm)	加工率 (%)
R1	15.0	560	20	10.0	33.3	480	60	9.0	10.0
*530℃至450℃的冷卻速度

[表19]

試驗 No.	合金 No.	步驟 No.	金相組織
f2	f3	f4	f5	f5A	P化合物	α相的 形狀	β相中的 Si濃度 （mass%）
T01	S01	A0	48	52	0	50	57	〇	〇	1.2
T02	A1	49	51	0	49	56	〇	〇	－
T03	A2	46	54	0	52	58	〇	〇	－
T04	A3	45	55	0	53	59	〇	△	1.1
T05	AH1	42	58	0	55	62	〇	×	－
T06	AH2	44	56	0	54	60	△	〇	－
T07	A4	48	52	0	50	57	〇	〇	－
T08	A5	49	51	0	49	56	〇	〇	1.1
T09	A6	52	47	0.4	47	54	〇	〇	1.1
T21	F1	43	57	0	55	61	〇	△	－
T22	F2	45	55	0	53	59	〇	〇	1.1
T23	F3	48	52	0	50	57	〇	〇	－
T24	F4	49	51	0	49	56	〇	〇	－
T25	FH1	39	61	0	58	65	〇	×	－
T26	FH2	42	58	0	55	62	△	〇	－
T27	F5	44	56	0	54	60	〇	〇	－
T101	S11	C1	47	53	0	51	58	〇	〇	－
T102	S12	C1	50	50	0	48	55	〇	〇	1.1
T103	S13	C1	54	46	0	44	51	〇	〇	－
T104	S14	C1	45	54	0	52	58	〇	〇	1.1
T105	S15	C1	50	47	2.2	50	57	〇	〇	－
T106	S16	E1	55	45	0	43	50	〇	〇	1.2
T107	S17	R1	54	46	0	44	51	〇	〇	1.2

[表20]

試驗 No.	合金 No.	步驟 No.	特性
導電率 (%IACS)	抗拉強度 (N/mm2 )	伸展率 (%)	f6
T01	S01	A0	17.2	536	33	713
T02	A1	17.2	573	24	711
T03	A2	17.3	580	23	713
T04	A3	17.2	559	23	688
T05	AH1	17.4	548	22	669
T06	AH2	17.3	585	23	720
T07	A4	17.0	627	16	727
T08	A5	17.1	581	22	709
T09	A6	16.9	554	26	698
T21	F1	17.5	507	28	649
T22	F2	17.2	529	30	688
T23	F3	17.1	546	29	704
T24	F4	17.2	540	27	686
T25	FH1	17.5	511	25	639
T26	FH2	17.3	549	26	692
T27	F5	17.2	528	27	671
T101	S11	C1	17.4	528	31	692
T102	S12	C1	16.9	531	28	680
T103	S13	C1	16.6	535	22	653
T104	S14	C1	17.1	522	26	658
T105	S15	C1	17.0	489	17	572
T106	S16	E1	16.8	607	19	722
T107	S17	R1	16.9	－	－	－

[表21]

試驗 No.	合金 No.	步驟 No.	車床	鑽頭
切屑	三分力	切屑	扭矩 指數	推力 指數	鑽孔 指數
T01	S01	A0	〇	85	〇	74	77	76
T02	A1	〇	86	〇	75	76	76
T03	A2	〇	84	〇	73	75	74
T04	A3	〇	83	〇	72	76	74
T05	AH1	〇	81	〇	71	76	74
T06	AH2	△	77	△	69	75	72
T07	A4	〇	84	〇	75	74	75
T08	A5	〇	85	〇	75	75	75
T09	A6	〇	84	〇	75	73	74
T21	F1	〇	84	〇	73	75	74
T22	F2	〇	85	〇	74	77	76
T23	F3	〇	86	〇	75	76	76
T24	F4	〇	87	〇	75	75	75
T25	FH1	〇	81	〇	72	75	74
T26	FH2	△	77	△	69	75	72
T27	F5	〇	85	〇	74	75	75
T101	S11	C1	〇	85	〇	73	76	75
T102	S12	C1	〇	82	〇	71	74	73
T103	S13	C1	△	74	×	66	70	68
T104	S14	C1	〇	84	〇	72	71	72
T105	S15	C1	×	74	△	72	66	69
T106	S16	E1	〇	80	〇	72	75	74
T107	S17	R1	－	－	〇	71	76	74

[表22]

試驗 No.	合金 No.	步驟 No.	金相組織
f2	f3	f4	f5	f5A	P化合物	α相的 形狀	β相中的 Si濃度 （mass%）
T31	S02	A0	58	42	0	39	53	〇	〇	1.1
T32	A1	57	43	0	40	54	〇	〇	－
T33	A2	55	45	0	42	56	〇	〇	－
T34	A3	52	48	0	45	59	〇	〇	1.1
T35	AH1	49	51	0	48	62	〇	△	－
T36	AH2	54	46	0	43	57	△	〇	－
T37	A4	57	43	0	40	54	〇	〇	－
T38	A5	57	43	0	40	54	〇	〇	1.1
T39	A6	57	41	0.6	41	55	〇	〇	1.1
T41	B1	55	45	0	42	56	〇	〇	－
T42	B2	60	40	0	38	51	〇	〇	1.1
T43	B3	56	44	0	41	55	〇	〇	－
T44	B4	51	49	0	46	60	〇	〇	－
T45	BH1	46	54	0	51	64	〇	△	1.0
T46	BH2	52	48	0	45	59	〇	〇	－
T47	B5	55	45	0	42	55	〇	〇	－
T48	B6	55	44	0.3	43	56	〇	〇	－
T51	F1	51	49	0	46	60	〇	△	－
T52	F2	53	47	0	44	58	〇	〇	1.1
T53	F3	55	45	0	42	56	〇	〇	－
T54	F4	57	43	0	41	55	〇	〇	－
T55	FH1	47	53	0	50	63	〇	×	－
T56	FH2	50	50	0	47	61	△	〇	－
T57	F5	52	48	0	45	58	〇	〇	－
T111	S21	C1	56	44	0	42	55	〇	〇	－
T112	S22	C1	58	42	0	39	53	〇	〇	1.0
T113	S23	C1	63	37	0	35	48	〇	〇	－
T114	S24	C1	54	45	0	42	56	〇	〇	1.1
T115	S25	C1	58	40	1.9	42	55	〇	〇	－

[表23]

試驗 No.	合金 No.	步驟 No.	特性
導電率 (%IACS)	抗拉強度 (N/mm2 )	伸展率 (%)	f6
T31	S02	A0	17.7	521	34	698
T32	A1	17.7	561	26	707
T33	A2	17.8	568	24	704
T34	A3	17.7	556	25	695
T35	AH1	17.9	533	23	656
T36	AH2	17.8	570	25	713
T37	A4	17.5	611	17	715
T38	A5	17.6	560	25	700
T39	A6	17.3	543	30	706
T41	B1	17.7	632	19	752
T42	B2	17.5	612	20	734
T43	B3	17.8	655	18	773
T44	B4	17.9	621	16	720
T45	BH1	18.0	610	16	708
T46	BH2	17.8	660	16	766
T47	B5	17.6	695	13	785
T48	B6	17.8	654	15	752
T51	F1	18.0	498	30	647
T52	F2	17.7	515	32	680
T53	F3	17.6	533	31	698
T54	F4	17.7	527	29	680
T55	FH1	18.0	500	26	630
T56	FH2	17.8	533	28	682
T57	F5	17.7	514	28	658
T111	S21	C1	17.8	516	32	681
T112	S22	C1	17.3	517	29	667
T113	S23	C1	17.1	520	23	640
T114	S24	C1	17.6	511	27	649
T115	S25	C1	17.4	476	18	562

[表24]

試驗 No.	合金 No.	步驟 No.	車床	鑽頭
切屑	三分力	切屑	扭矩 指數	推力 指數	鑽孔 指數
T31	S02	A0	〇	84	〇	75	76	76
T32	A1	〇	85	〇	75	75	75
T33	A2	〇	83	〇	72	74	73
T34	A3	〇	82	〇	71	75	73
T35	AH1	〇	80	〇	70	75	73
T36	AH2	〇	77	△	70	74	72
T37	A4	〇	83	〇	74	73	74
T38	A5	〇	84	〇	74	75	75
T39	A6	〇	84	〇	76	72	74
T41	B1	〇	85	〇	74	74	74
T42	B2	〇	83	〇	71	75	73
T43	B3	〇	86	〇	76	73	75
T44	B4	〇	84	〇	74	74	74
T45	BH1	〇	83	〇	71	74	73
T46	BH2	〇	80	〇	71	75	73
T47	B5	〇	84	〇	74	72	73
T48	B6	〇	85	〇	75	73	74
T51	F1	〇	83	〇	72	75	74
T52	F2	〇	84	〇	74	76	75
T53	F3	〇	87	〇	76	75	76
T54	F4	〇	86	〇	76	74	75
T55	FH1	〇	80	〇	72	74	73
T56	FH2	△	78	△	70	75	73
T57	F5	〇	84	〇	74	76	75
T111	S21	C1	〇	85	〇	73	76	75
T112	S22	C1	〇	81	〇	71	73	72
T113	S23	C1	△	74	×	65	70	68
T114	S24	C1	〇	83	〇	73	71	72
T115	S25	C1	〇	77	△	71	66	69

[表25]

試驗 No.	合金 No.	步驟 No.	金相組織
f2	f3	f4	f5	f5A	P化合物	α相的 形狀	β相中的 Si濃度 （mass%）
T201	S51	C1	65	35	0	34	45	〇	〇	1.3
T202	S52	C1	39	61	0	58	69	〇	〇	－
T203	F3	37	63	0	60	71	〇	〇	1.1
T204	FH1	33	67	0	64	75	〇	×	－
T205	S53	C1	57	43	0	39	46	〇	〇	1.0
T206	C2	56	44	0	40	47	〇	〇	－
T207	CH1	51	49	0	44	52	〇	×	－
T208	CH2	55	45	0	41	48	×	〇	－
T209	F3	57	43	0	39	46	〇	〇	－
T210	FH2	53	47	0	42	50	×	〇	－
T211	S54	C1	55	45	0	39	48	△	〇	0.9
T212	S55	C1	69	31	0	31	42	〇	〇	1.2
T213	C3	71	28	0.8	30	42	〇	〇	－
T214	S56	C1	52	48	0	42	55	〇	〇	－
T215	C2	50	50	0	44	57	〇	〇	－
T216	F1	47	53	0	46	59	〇	〇	－
T217	F2	49	51	0	45	58	〇	〇	－
T218	F5	50	50	0	44	57	〇	〇	0.9
T219	E2	57	43	0	38	51	〇	〇	－
T220	S57	C1	24	76	0	59	68	〇	△	0.8
T221	S58	C1	47	53	0	44	55	〇	〇	0.9
T222	S59	C1	45	55	0	39	51	〇	〇	0.7
T223	S60	C1	67	33	0	29	41	〇	〇	1.0
T224	S61	C1	50	50	0	44	61	〇	〇	1.1
T225	S62	C1	53	47	0	28	48	〇	〇	0.6
T226	S63	C1	56	44	0	40	56	〇	〇	1.1
T227	S64	C1	51	49	0	47	60	〇	〇	1.2
T228	S65	C1	32	68	0	44	58	〇	〇	0.6
T229	S66	C1	74	26	0	24	36	〇	〇	1.2
T230	S67	C1	58	42	0	36	42	〇	〇	1.1
T231	S68	C1	54	46	0	31	43	〇	〇	0.7

[表26]

試驗 No.	合金 No.	步驟 No.	特性
導電率 (%IACS)	抗拉強度 (N/mm2 )	伸展率 (%)	f6
T201	S51	C1	16.8	498	36	677
T202	S52	C1	18.1	541	25	676
T203	F3	18.1	550	24	682
T204	FH1	18.3	523	23	643
T205	S53	C1	18.0	518	34	694
T206	C2	18.1	515	31	675
T207	CH1	18.3	498	29	642
T208	CH2	18.2	527	32	696
T209	F3	17.9	523	30	680
T210	FH2	18.1	516	30	671
T211	S54	C1	18.9	522	32	689
T212	S55	C1	17.0	495	34	663
T213	C3	17.1	488	31	639
T214	S56	C1	18.4	520	32	686
T215	C2	18.5	513	31	672
T216	F1	18.6	503	29	649
T217	F2	18.5	516	30	671
T218	F5	18.5	510	27	648
T219	E2	18.2	592	20	710
T220	S57	C1	20.5	549	20	659
T221	S58	C1	19.3	531	30	690
T222	S59	C1	21.1	520	26	655
T223	S60	C1	17.9	495	34	663
T224	S61	C1	18.4	522	28	668
T225	S62	C1	21.9	485	30	631
T226	S63	C1	17.9	515	33	685
T227	S64	C1	17.2	527	30	685
T228	S65	C1	21.2	516	21	624
T229	S66	C1	17.4	488	34	654
T230	S67	C1	18.9	508	31	665
T231	S68	C1	21.2	505	28	646

[表27]

試驗 No.	合金 No.	步驟 No.	車床	鑽頭
切屑	三分力	切屑	扭矩 指數	推力 指數	鑽孔 指數
T201	S51	C1	〇	78	〇	71	73	72
T202	S52	C1	〇	87	〇	75	75	75
T203	F3	〇	88	〇	76	75	76
T204	FH1	〇	83	〇	72	75	74
T205	S53	C1	〇	80	〇	73	74	74
T206	C2	〇	79	〇	71	75	73
T207	CH1	△	76	△	70	74	72
T208	CH2	×	70	×	65	72	69
T209	F3	〇	82	〇	74	74	74
T210	FH2	×	72	△	66	73	70
T211	S54	C1	△	76	△	70	73	72
T212	S55	C1	〇	78	△	69	72	71
T213	C3	〇	76	〇	74	68	71
T214	S56	C1	〇	86	〇	74	75	75
T215	C2	〇	85	〇	73	74	74
T216	F1	〇	83	〇	72	75	74
T217	F2	〇	86	〇	74	76	75
T218	F5	〇	86	〇	75	74	75
T219	E2	〇	82	〇	73	74	74
T220	S57	C1	〇	84	〇	72	74	73
T221	S58	C1	〇	83	〇	73	73	73
T222	S59	C1	〇	80	〇	72	72	72
T223	S60	C1	〇	75	△	68	73	71
T224	S61	C1	〇	88	〇	76	76	76
T225	S62	C1	〇	77	〇	71	72	72
T226	S63	C1	〇	86	〇	75	76	76
T227	S64	C1	〇	87	〇	74	75	75
T228	S65	C1	〇	83	〇	73	73	73
T229	S66	C1	△	73	△	68	70	69
T230	S67	C1	△	74	△	69	71	70
T231	S68	C1	〇	75	〇	71	72	72

[表28]

試驗 No.	合金 No.	步驟 No.	金相組織
f2	f3	f4	f5	f5A	P化合物	α相的 形狀	β相中的 Si濃度 （mass%）
T301	F	C1	0	100	0	100	106	－	－	－
T302	S70	C1	14	86	0	80	89	〇	×	1.0
T303	S71	C1	59	41	0	39	43	×	〇	－
T304	C3	58	42	0	40	44	×	〇	－
T305	F2	56	44	0	42	46	×	〇	－
T306	S72	C1	63	37	0	30	34	〇	〇	－
T307	S73	C3	77	23	0	23	33	〇	〇	－
T308	S74	C1	53	47	0	21	34	〇	〇	0.4
T309	S75	C2	82	18	0	16	33	〇	〇	－
T310	S76	C1	71	29	0	20	28	〇	〇	－
T311	S77	C3	79	16	2.9	21	31	〇	〇	－
T312	S78	C1	74	26	0	23	31	〇	〇	－
T313	S79	C1	66	34	0	32	39	〇	〇	－
T314	S80	C1	68	29	2.4	32	40	〇	〇	－
T315	S81	C1	56	44	0	7	25	－	－	－
T316	S82	C1	66	34	0	18	32	〇	〇	0.5
T317	H	C1	－	－	－	－	－	－	－	－

[表29]

試驗 No.	合金 No.	步驟 No.	特性
導電率 (%IACS)	抗拉強度 (N/mm2 )	伸展率 (%)	f6
T301	F	C1	19.0	－	－	－
T302	S70	C1	19.3	565	15	650
T303	S71	C1	17.7	512	36	696
T304	C3	17.5	515	36	700
T305	F2	17.6	520	34	697
T306	S72	C1	19.1	472	37	647
T307	S73	C3	16.7	457	40	640
T308	S74	C1	23.1	450	32	594
T309	S75	C2	17.8	438	38	604
T310	S76	C1	20.4	444	38	613
T311	S77	C3	16.5	463	21	560
T312	S78	C1	17.9	455	36	619
T313	S79	C1	17.5	493	24	611
T314	S80	C1	18.2	466	19	555
T315	S81	C1	－	419	37	574
T316	S82	C1	22.5	447	36	608
T317	H	C1	－	－	－	－

[表30]

試驗 No.	合金 No.	步驟 No.	車床	鑽頭
切屑	三分力	切屑	扭矩 指數	推力 指數	鑽孔 指數
T301	F	C1	〇	89	〇	73	75	74
T302	S70	C1	〇	89	〇	74	76	75
T303	S71	C1	×	65	×	63	71	67
T304	C3	×	64	×	65	69	67
T305	F2	×	66	×	65	70	68
T306	S72	C1	×	69	×	68	70	69
T307	S73	C3	×	64	×	66	70	68
T308	S74	C1	×	61	×	63	68	66
T309	S75	C2	×	62	×	62	66	64
T310	S76	C1	×	60	×	59	68	64
T311	S77	C3	×	67	△	69	65	67
T312	S78	C1	×	67	△	66	69	68
T313	S79	C1	×	68	×	64	67	66
T314	S80	C1	×	69	△	68	64	66
T315	S81	C1	×	54	×	57	63	60
T316	S82	C1	×	63	×	63	67	65
T317	H	C1	－	－	－	－	－	－

[表31]

試驗 No.	合金 No.	步驟 No.	熱加工性
T01	S01	A0	〇
T102	S12	C1	〇
T104	S14	C1	〇
T31	S02	A0	〇
T112	S22	C1	〇
T114	S24	C1	〇
T201	S51	C1	〇
T202	S52	C1	〇
T205	S53	C1	〇
T211	S54	C1	〇
T212	S55	C1	〇
T213	S55	C3	〇
T214	S56	C1	〇
T220	S57	C1	〇
T221	S58	C1	〇
T222	S59	C1	〇
T223	S60	C1	〇
T224	S61	C1	〇
T225	S62	C1	〇
T226	S63	C1	〇
T227	S64	C1	〇
T228	S65	C1	〇
T229	S66	C1	〇
T231	S68	C1	〇
T301	F	C1	△
T302	S70	C1	△
T303	S71	C1	〇
T306	S72	C1	〇
T307	S73	C3	〇
T308	S74	C1	〇
T309	S75	C2	△
T310	S76	C1	〇
T311	S77	C3	〇
T312	S78	C1	〇
T316	S82	C1	〇
T317	H	C1	×

由上述測定結果得出如下見解。 1）確認到藉由滿足本實施形態的組成且滿足組成關係式f1、金相組織的要件及組織關係式f2～f5、組織/組成關係式f5A，可獲得如下熱擠壓材料、熱鍛材料、熱軋材料：藉由含有少量的Pb獲得良好之切削性、在約600℃下具有良好之熱加工性、具有16%IACS以上的高導電率且具有高強度、良好之延展性及強度與延展性之間的高平衡（特性關係式f6）（合金No.S01、S11、S12、S14、S16、S17、S51～S68）。

2）藉由含有0.005mass%以上之P且含有P之化合物存在於β相內，切屑分割性提高，切削阻力減小。在P的量為0.02mass%以上時，切削性進一步得到改善，即使γ相為0%，亦確保了良好之切削性（例如合金No.S01）。 3）在Cu含量低時，β相增加，伸展率降低。在Cu含量高時，β相減少，強度降低，切削性亦不好（合金No.S73、S81）。 4）在Si含量低時，即使滿足組成關係式f1～f5A或即使含有0.245mass%的Pb，切削性亦差（合金No.S74、S81）。

5）在β相中含有之Si的量為0.6mass%以上、甚至為0.8mass%以上時，獲得了良好之切削性。另一方面，在β相中含有之Si的量為0.4mass%以下時，切削性差（例如，合金No.S01、S51、S62、S57、S74、S82）。 6）在P含量少於0.005mass%時，未觀察到含有P之化合物，車床、鑽頭的切屑的分割性皆差，切削阻力皆增加。以約0.015mass%的P的量為界，含有P之化合物的存在的評價由“△”變為“○”。在用金屬顯微鏡觀察含有P之化合物時（在含有P之化合物的存在的評價為“○”時），切削性進一步變得良好（合金No.S71、S54、S53）。在金相組織中，即使在相同條件下進行蝕刻，在以約0.015mass%的P的量為界而多於該量時，α相與β相的邊界變得清晰。該現象看似與P固熔於β相中、是否存在含有P之化合物、含有P之化合物的形態有關。 7）在Pb的含量少於0.003mass%時，切削性差。在Pb的含量為0.005mass%以上時，切削性得到改善，在Pb的含量為0.01mass%以上時，切削性進一步得到改善，在Pb的含量為0.06mass%以上時，切削性更進一步得到改善（合金No.S01、S61、S63、S67、S72）。即使Pb的量為0.245mass%且大量含有β相，在Si的量少時，切削性差，強度亦低（合金No.S81）。

8）確認到即使含有可藉由實際操作進行之程度的不可避免之雜質，亦不會對各種特性造成較大影響（合金No.S01、S12、S14、S52、S53、S56）。在含有多於不可避免之雜質的較佳之範圍之量的Fe、Mn、Co或Cr時，認為形成了Fe、Mn等與Si的金屬間化合物。其結果，認為存在Fe等與Si的化合物且有效地發揮作用之Si濃度減少而切削性變差。此外，認為含有P之化合物的組成亦有可能發生了變化（合金No.S12、S13、S79）。在含有多於不可避免之雜質的較佳之範圍之量的Sn、Al時，出現γ相或γ相的量增加或β相的量減少。又，認為β相、γ相的性質發生變化，其結果，伸展率值大幅減少，切削性亦變差（合金No.S14、S15、S80）。

9）在組成關係式f1小於56.3時，伸展值降低。在組成關係式f1大於59.3時，切削性變差，抗拉強度降低（合金No.S70、S75）。在組成關係式f1的值為56.7以上時，伸展率值提高。另一方面，在組成關係式f1的值為58.7以下時，切削性進一步得到改善，為58.0以下時更進一步得到改善（例如合金No.S01、S51～S62）。

10）在β相的面積率少於25%時，即使滿足組成、組成關係式f1，亦未得到良好之切削性。在β相的面積率多於80%時，伸展值降低（合金No.S70、S77、S73）。在β相的比例為33%以上或45%以上時，切削性進一步得到改善（例如合金No.S01）。 11）在β相的比例為60%以上時，顯示出與含有1mass%的Si之β單相合金大致等同之切削阻力、切屑分割性（合金F、S52、S70）。在β相的比例為33%以上、甚至為45%以上且組織/組成關係式f5A為44以上、甚至為55以上時，含有1mass%的Si之β單相合金的切削性大致得以維持（合金No.S01、S52、S53、S56、S61、合金F）。 12）即使滿足本實施形態的組成、關係式f1～f4，在不滿足組織關係式f5和組織/組成關係式f5A時，未能獲得令人滿足之切削性、特性（合金No.S76、S78、S82）。在組織/組成關係式f5A為44以上、甚至為55以上時，顯示出良好之切削性（合金No.S51、S56、S61、S63）。

13）即使γ相的面積率為0%，藉由適量存在β相，亦獲得了良好之切削性、機械性質（例如合金No.S01等）。 14）在γ相的面積率為2%以上時，伸展率值、抗拉強度、平衡指數（特性關係式f6）降低。在γ相為適量時，切屑被分割，扭矩指數提高。（合金No.S77、S55）。

15）在粒狀（長邊/短邊≤4）的α相晶粒所佔之比例為75%以上時，強度、切削性進一步得到改善。在α相晶粒的平均晶粒徑為30μm以下、微細且為粒狀時，認為α相發揮緩衝材料的作用，α相與β相的相界成為切削時的應力集中源，切屑的分割性得到改善。但是，即使粒狀的α相晶粒所佔之比例少於50%，亦獲得了目標切削性、機械性質（例如，合金No.S01、S51～S68、步驟No.A1～A3、AH1）。 16）在滿足本實施形態的組成、組成關係式f1時，在600℃下顯示出良好之熱加工性，在約600℃下完成了熱擠壓、熱鍛、熱軋。在熱加工溫度為675℃以上時，粒狀的α相的比例變得少於50%。在熱加工溫度低於650℃時，粒狀的α相晶粒所佔之比例變得多於50%，在熱加工溫度低於625℃時，粒狀的α相晶粒所佔之比例變得多於75%。但是，在組成關係式f1的值低於56.8時，粒狀的α相晶粒所佔之比例略低（例如合金No.S01、S57）。

17）在熱擠壓溫度為580℃～640℃、尤其低於625℃時及熱鍛溫度低於650℃時，切削性、抗拉強度、伸展率皆良好（合金No.S01、步驟No.A0～F5）。又，即使鍛造原材料為鑄件，亦顯示出良好之熱鍛性，切削性、機械性質亦良好（合金No.S01、步驟No.F5）。在熱擠壓溫度高於650℃時，抗拉強度略微降低，切削性略微變差（步驟No.AH1、BH1、CH1）。在鍛造溫度高於675℃時，熱鍛的抗拉強度略微降低，切削性略微變差（步驟No.FH1）。 18）在滿足組成、f1～f5A的關係式時，不實施冷加工之熱擠壓材料、鍛件的抗拉強度顯示出450N/mm² 以上的高值。在組成、關係式的值在較佳之範圍內時，抗拉強度大於490N/mm² 。同時，表示強度與延展性之間的平衡之特性關係式f6=S×（100+E）/100顯示出590以上。在組成、關係式的值在較佳之範圍內時，特性關係式f6為620以上、甚至為650以上的高數值。在α相的形狀、製造條件在較佳之範圍外時，抗拉強度、特性關係式f6降低，但抗拉強度確保在450N/mm² 以上，f6確保在590以上（合金No.S01、S02、S51～S65、各步驟）。 19）在滿足組成、f1～f5A的關係式時，實施冷加工，在將冷加工率設為[R]%之情況下，抗拉強度皆為（450+8×[R]）N/mm² 以上，甚至皆為（490+8×[R]）N/mm² 以上。伸展率E（%）為（0.02×[R]² -1.15×[R]+18）%以上，甚至皆為（0.02×[R]² -1.2×[R]+20）%以上（步驟No.A1～A6、B1～B6、E1、E2）。 20）依據熱加工溫度、冷却條件，β相所佔之比例、組織關係式f5的數值、α相的形狀發生了變化，對切削性、抗拉強度、伸展率、導電率造成了影響（例如，合金No.S01）。

21）在熱擠壓後、熱鍛後的530℃至450℃的平均冷却速度中，約50℃/分為在倍率500倍的金相組織觀察下是否存在含有P之化合物之邊界值。在P的量少時，若530℃至450℃的平均冷却速度大於約50℃/分，則即使使用電子顯微鏡，亦未觀察到含有P之化合物。在存在含有P之化合物時，切削性得到改善，在能夠用金屬顯微鏡確認含有P之化合物時，切削性顯著提高（合金No.S01、S02、S52、步驟No.A1、AH2、F3、FH2）。在530℃至450℃的平均冷却速度為0.2℃/分之情況下，β相減少且含有P之化合物變大，因此認為強度略微降低，切削性略微變差。但是，強度、切削性皆未達到本實施形態的目標（步驟No.B2）。 22）與冷却速度、P的含量無關地，與未能確認到含有P之化合物之情況相比，在未能用金屬顯微鏡確認到含有P之化合物而用電子顯微鏡觀察到含有P之化合物之情況下，切削性良好，滿足了本實施形態的目標。然而，與用金屬顯微鏡觀察到含有P之化合物之情況相比，切削性的提高程度小（合金No.S53、步驟No.A1、AH2、C1、CH2、F3、FH2）。 23）在熱處理（退火）條件式f7為750至1485的條件下對熱加工材料進行低溫退火（合金No.S01、步驟No.A5、A6、B6）並測定所得之棒材的彎曲時，發現該棒材為每1m的0.1mm以下的彎曲少之棒材。依據低溫退火的條件，存在析出γ相之合金，扭矩指數提高。在實施低溫退火之其他步驟（例如步驟No.A5、C3、F4）中，扭矩指數提高（合金No.S01）。

綜上所述，如本實施形態的合金般，各添加元素的含量及組成關係式f1、組織關係式f2～f5、組織/組成關係式f5A在適當的範圍內之本實施形態的快削性銅合金的熱加工性（熱擠壓、熱鍛、熱軋）優異，切削性、機械性質亦良好。又，為了在本實施形態的快削性銅合金中獲得優異之特性，能夠藉由使熱擠壓、熱鍛及熱軋中的製造條件、熱處理中的條件成為適當範圍而實現。 [產業上之可利用性]

本實施形態的快削性銅合金的Pb的含量少，熱加工性、切削性優異，強度高，強度與伸展率之間的平衡優異。因此，本實施形態的快削性銅合金適合於汽車零件、電氣/電子設備零件、機械零件、文具、玩具、滑動零件、儀器零件、精密機械零件、醫療用零件、飲料用器具/零件、排水用器具/零件、工業用配管零件及飲用水、工業用水、廢水、氫等液體或氣體之零件。 具體而言，能夠適當地用作用於前述領域之以閥、接頭、旋塞、消火栓、齒輪、軸、軸承、轉軸、套筒、心軸、感測器、螺栓、螺帽、擴口螺帽、筆尖、嵌入螺帽、蓋形螺帽、螺紋接管、間隔件、螺釘等名稱使用者的構成材料等。

無

圖1A係實施形態中的銅合金的組織觀察照片，銅合金為Zn-61.7mass%Cu-0.92mass%Si-0.058mass%P-0.011mass%Pb合金，係在590℃下進行熱擠壓加工且將530℃至450℃的平均冷却速度設為25℃/分而得之合金。 圖1B係實施形態中的銅合金的組織觀察照片，銅合金為Zn-61.7mass%Cu-0.92mass%Si-0.058mass%P-0.011mass%Pb合金，係在615℃下進行熱鍛且將530℃至450℃的平均冷却速度設為28℃/分而得之合金。 圖1C係實施形態中的銅合金的組織觀察照片，銅合金為Zn-62.1mass%Cu-0.90mass%Si-0.001mass%P-0.016mass%Pb合金，係在595℃下進行熱擠壓加工且將530℃至450℃的平均冷却速度設為30℃/分而得之合金。 圖2A係實施例中的試驗No.T202的切削試驗後的切屑的照片。 圖2B係實施例中的試驗No.T303切削試驗後的切屑的照片。

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Claims (9)

1. 一種快削性銅合金，其特徵為，含有58.5mass%以上且63.5mass%以下的Cu、多於0.4mass%且1.0mass%以下的Si、0.003mass%以上且0.25mass%以下的Pb及0.005mass%以上且0.19mass%以下的P，剩餘部分由Zn及不可避免之雜質構成，該不可避免之雜質中的Fe、Mn、Co及Cr的總量少於0.40mass%且Sn、Al的總量少於0.40mass%，在將Cu的含量設為[Cu]mass%、將Si的含量設為[Si]mass%、將Pb的含量設為[Pb]mass%、將P的含量設為[P]mass%之情況下，具有如下關係：56.3

   

   f1=[Cu]-4.7×[Si]+0.5×[Pb]-0.5×[P]

   

   59.3，並且在除非金屬夾雜物以外的金相組織的構成相中，以α相、β相、γ相、δ相、ε相、ζ相、η相、κ相、μ相、χ相的10種金屬相為對象，在將α相的面積率設為(α)%、將β相的面積率設為(β)%、將γ相的面積率設為(γ)%、將δ相的面積率設為(δ)%、將ε相的面積率設為(ε)%、將ζ相的面積率設為(ζ)%、將η相的面積率設為(η)%、將κ相的面積率設為(κ)%、將μ相的面積率設為(μ)%、將χ相的面積率設為(χ)%，並且(α)+(β)+(γ)+(δ)+(ε)+(ζ)+(η)+(κ)+(μ)+(χ)=100 之情況下，具有如下關係：20

   

   (α)

   

   75；25

   

   (β)

   

   80；0

   

   (γ)<2；20

   

   (γ)^1/2×3+(β)×(-0.5×([Si])²+1.5×[Si])

   

   78；及33

   

   (γ)^1/2×3+(β)×(-0.5×([Si])²+1.5×[Si])+([Pb])^1/2×33+([P])^1/2×14，並且該β相內存在含有P之化合物。
2. 一種快削性銅合金，其特徵為，含有59.5mass%以上且63.0mass%以下的Cu、0.6mass%以上且1.0mass%以下的Si、0.01mass%以上且0.15mass%以下的Pb及0.02mass%以上且0.12mass%以下的P，剩餘部分由Zn及不可避免之雜質構成，該不可避免之雜質中的Fe、Mn、Co及Cr的總量為0.30mass%以下且Sn、Al的總量為0.30mass%以下，在將Cu的含量設為[Cu]mass%、將Si的含量設為[Si]mass%、將Pb的含量設為[Pb]mass%、將P的含量設為[P]mass%之情況下，具有如下關係：56.7

   

   f1=[Cu]-4.7×[Si]+0.5×[Pb]-0.5×[P]

   

   58.7，並且在除非金屬夾雜物以外的金相組織的構成相中，以α 相、β相、γ相、δ相、ε相、ζ相、η相、κ相、μ相、χ相的10種金屬相為對象，在將α相的面積率設為(α)%、將β相的面積率設為(β)%、將γ相的面積率設為(γ)%、將δ相的面積率設為(δ)%、將ε相的面積率設為(ε)%、將ζ相的面積率設為(ζ)%、將η相的面積率設為(η)%、將κ相的面積率設為(κ)%、將μ相的面積率設為(μ)%、將χ相的面積率設為(χ)%，並且(α)+(β)+(γ)+(δ)+(ε)+(ζ)+(η)+(κ)+(μ)+(χ)=100之情況下，具有如下關係：25

   

   (α)

   

   67；33

   

   (β)

   

   75；(γ)=0；30

   

   (γ)^1/2×3+(β)×(-0.5×([Si])²+1.5×[Si])

   

   72；及44

   

   (γ)^1/2×3+(β)×(-0.5×([Si])²+1.5×[Si])+([Pb])^1/2×33+([P])^1/2×14，並且該β相內存在含有P之化合物。
3. 如申請專利範圍第1或2項所述之快削性銅合金，其中電傳導率為16%IACS以上且在將抗拉強度設為S(N/mm²)、將伸展率設為E(%)之情況下表示強度與伸展率之間的平衡之關係式S×(100+E)/100為590以上。
4. 如申請專利範圍第1或2項所述之快削性銅合金，其中縱橫比(長邊/短邊)為4以下之粒狀的α相晶粒所佔之比例為50%以上。
5. 如申請專利範圍第1或2項所述之快削性銅合金，其用於汽車零件、電氣零件、電子設備零件、機械零件、文具、玩具、滑動零件、儀器零件、精密機械零件、醫療用零件、飲料用器具、飲料用零件、排水用器具、排水用零件、工業用配管零件。
6. 一種快削性銅合金的製造方法，其為申請專利範圍第1至5項中任一項所述之快削性銅合金的製造方法，包括1個以上的熱加工步驟，在該熱加工步驟中的最終熱加工步驟中，熱加工溫度高於530℃且低於675℃，熱加工後的530℃至450℃的溫度區域中的平均冷却速度為0.1℃/分以上且50℃/分以下。
7. 如申請專利範圍第6項所述之快削性銅合金的製造方法，其進一步包括選自冷加工步驟、矯正加工步驟及退火步驟中之1個以上的步驟。
8. 如申請專利範圍第6項所述之快削性銅合金的製造方法，其進一步包括在該熱加工步驟中的最終步驟之後實施之低溫退火步驟，在該低溫退火步驟中，保持溫度為250℃以上且 430℃以下，保持時間為10分鐘以上且200分鐘以下。
9. 如申請專利範圍第7項所述之快削性銅合金的製造方法，其進一步包括在該熱加工步驟、該冷加工步驟、該矯正加工步驟及該退火步驟中的最終步驟之後實施之低溫退火步驟，在該低溫退火步驟中，保持溫度為250℃以上且430℃以下，保持時間為10分鐘以上且200分鐘以下。

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