易切削性铜合金铸件及易切削性铜合金铸件的制造方法
阅读：584发布：2020-09-06
专利汇可以提供易切削性铜合金铸件及易切削性铜合金铸件的制造方法专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且该易切削性 铜 合金 铸件含有Cu：75.0～78.5％、Si：2.95％～3.55％、Sn：0.07％～0.28％、P：0.06％～0.14％、Pb：0.022％～0.20％，且剩余部分包括Zn及不可避免的杂质，组成满足以下关系：76.2≤f1＝Cu+0.8×Si‑8.5×Sn+P+0.5×Pb≤80.3、61.2≤f2＝Cu‑4.4×Si‑0.8×Sn‑P+0.5×Pb≤62.8，构成相的面积比(％)满足以下关系：25≤κ≤65、0≤γ≤2.0、0≤β≤0.3、0≤μ≤2.0、96.5≤f3＝α+κ、99.2≤f4＝α+κ+γ+μ、0≤f5＝γ+μ≤3.0、29≤f6＝κ+6×γ1/2+0.5×μ≤66，γ相的长边为50μm以下，μ相的长边为25μm以下，α相内存在κ相。，下面是易切削性铜合金铸件及易切削性铜合金铸件的制造方法专利的具体信息内容。
1.一种易切削性铜合金铸件，其特征在于，
含有：75.0质量％以上且78.5质量％以下的Cu、2.95质量％以上且3.55质量％以下的Si、0.07质量％以上且0.28质量％以下的Sn、0.06质量％以上且0.14质量％以下的P及
0.022质量％以上且0.20质量％以下的Pb，且剩余部分包括Zn及不可避免的杂质，作为所述不可避免的杂质的Fe、Mn、Co及Cr的总量小于0.08质量％，
将Cu的含量设为[Cu]质量％、将Si的含量设为[Si]质量％、将Sn的含量设为[Sn]质量％、将P的含量设为[P]质量％、将Pb的含量设为[Pb]质量％时，具有如下关系：
76.2≤f1＝[Cu]+0.8×[Si]-8.5×[Sn]+[P]+0.5×[Pb]≤80.3、
61.2≤f2＝[Cu]-4.4×[Si]-0.8×[Sn]-[P]+0.5×[Pb]≤62.8，
并且，在金属组织的构成相中，将α相的面积比设为α％、将β相的面积比设为β％、将γ相的面积比设为γ％、将κ相的面积比设为κ％、将μ相的面积比设为μ％时，具有如下关系：
25≤κ≤65、
0≤γ≤2.0、
0≤β≤0.3、
0≤μ≤2.0、
96.5≤f3＝α+κ、
99.2≤f4＝α+κ+γ+μ、
0≤f5＝γ+μ≤3.0、
29≤f6＝κ+6×γ1/2+0.5×μ≤66，
并且，γ相的长边的长度为40μm以下，μ相的长边的长度为25μm以下，α相内存在κ相。
2.根据权利要求1所述的易切削性铜合金铸件，其特征在于，
还含有选自0.02质量％以上且0.08质量％以下的Sb、0.02质量％以上且0.08质量％以下的As及0.02质量％以上且0.30质量％以下的Bi中的一种或两种以上。
3.一种易切削性铜合金铸件，其特征在于，
含有：75.5质量％以上且77.8质量％以下的Cu、3.1质量％以上且3.4质量％以下的Si、
0.10质量％以上且0.27质量％以下的Sn、0.06质量％以上且0.13质量％以下的P及0.024质量％以上且0.15质量％以下的Pb，且剩余部分包括Zn及不可避免的杂质，
作为所述不可避免的杂质的Fe、Mn、Co及Cr的总量小于0.08质量％，
将Cu的含量设为[Cu]质量％、将Si的含量设为[Si]质量％、将Sn的含量设为[Sn]质量％、将P的含量设为[P]质量％、将Pb的含量设为[Pb]质量％时，具有如下关系：
76.6≤f1＝[Cu]+0.8×[Si]-8.5×[Sn]+[P]+0.5×[Pb]≤79.6、
61.4≤f2＝[Cu]-4.4×[Si]-0.8×[Sn]-[P]+0.5×[Pb]≤62.6，
并且，在金属组织的构成相中，将α相的面积比设为α％、将β相的面积比设为β％、将γ相的面积比设为γ％、将κ相的面积比设为κ％、将μ相的面积比设为μ％时，具有如下关系：
30≤κ≤56、
0≤γ≤1.2、
β＝0、
0≤μ≤1.0、
98.0≤f3＝α+κ、
99.5≤f4＝α+κ+γ+μ、
0≤f5＝γ+μ≤1.5、
32≤f6＝κ+6×γ1/2+0.5×μ≤58，
并且，γ相的长边的长度为40μm以下，μ相的长边的长度为15μm以下，α相内存在κ相。
4.根据权利要求3所述的易切削性铜合金铸件，其特征在于，
还含有选自大于0.02质量％且0.07质量％以下的Sb、大于0.02质量％且0.07质量％以下的As及0.02质量％以上且0.20质量％以下的Bi中的一种或两种以上。
5.根据权利要求1至4中任一项所述的易切削性铜合金铸件，其特征在于，
κ相中所含的Sn的量为0.08质量％以上且0.40质量％以下，κ相中所含的P的量为0.07质量％以上且0.22质量％以下。
6.根据权利要求1至4中任一项所述的易切削性铜合金铸件，其特征在于，
2 2
夏比冲击试验值为23J/cm以上且60J/cm以下，并且在负载有相当于室温下的0.2％屈服强度的荷载的状态下在150℃下保持100小时之后的蠕变应变为0.4％以下。
7.根据权利要求1至4中任一项所述的易切削性铜合金铸件，其特征在于，
凝固温度范围为40℃以下。
8.根据权利要求1至4中任一项所述的易切削性铜合金铸件，其特征在于，
使用于工业用配管部件、与液体接触的器具、汽车用组件或电气产品组件中。
9.根据权利要求1至4中任一项所述的易切削性铜合金铸件，其特征在于，
使用于自来水管用器具中。
10.一种易切削性铜合金铸件的制造方法，其特征在于，该制造方法为权利要求1至9中任一项所述的易切削性铜合金铸件的制造方法，
具有熔解及铸造工序，
在所述铸造后的冷却中，将575℃至510℃的温度区域以0.1℃/分钟以上且2.5℃/分钟以下的平均冷却速度进行冷却，接着将470℃至380℃的温度区域以大于2.5℃/分钟且小于
500℃/分钟的平均冷却速度进行冷却。
11.一种易切削性铜合金铸件的制造方法，其特征在于，该制造方法为权利要求1至9中任一项所述的易切削性铜合金铸件的制造方法，
具有：熔解及铸造工序；以及在所述熔解及铸造工序之后实施的热处理工序，在所述熔解及铸造工序中，将铸件冷却至低于380℃或常温，
在所述热处理工序中，i：将所述铸件在510℃以上且575℃以下的温度下保持20分钟至
8小时，或者ii：在最高到达温度为620℃至550℃的条件下对所述铸件进行加热，并且将575℃至510℃的温度区域以0.1℃/分钟以上且2.5℃/分钟以下的平均冷却速度进行冷却，接着，将470℃至380℃的温度区域以大于2.5℃/分钟且小于500℃/分钟的平均冷却速度进行冷却。
12.根据权利要求11所述的易切削性铜合金铸件的制造方法，其特征在于，在所述热处理工序中，在所述i的条件下对所述铸件进行加热，并且热处理温度及热处理时间满足下述关系式：
800≤f7＝(T-500)×t，
T为热处理温度，其中该热处理温度的单位为℃，当T为540℃以上时设为T＝540，t为
510℃以上且575℃以下的温度范围的热处理时间，其中该热处理时间的单位为分钟。
易切削性铜合金铸件及易切削性铜合金铸件的制造方法
技术领域
[0001] 本发明是关于一种具备优异的耐蚀性、优异的铸造性、冲击特性、耐磨损性、高温特性，并且大幅减少铅的含量的易切削性铜合金铸件及易切削性铜合金铸件的制造方法。尤其关于一种用于水龙头、阀、接头等使用于人或动物每天摄取的饮用水的器具，以及在各种恶劣环境中使用的阀、接头等电气/汽车/机械/工业用配管的易切削性铜合金铸件(具有易切削性的铜合金的铸件)及易切削性铜合金铸件的制造方法。
背景技术
[0003] 一直以来，包括饮用水的器具类在内，作为使用于阀、接头等电气/汽车/机械/工业用配管的铜合金，通常使用含有56～65质量％的Cu及1～4质量％的Pb且剩余部分设为Zn的Cu-Zn-Pb合金(所谓的易切削黄铜)或含有80～88质量％的Cu、2～8质量％的Sn及2～8质量％的Pb且剩余部分设为Zn的Cu-Sn-Zn-Pb合金(所谓的青铜：砲铜)。
[0004] 然而，近年来Pb对人体和环境的影响变得另人担忧，各国对Pb的限制动向越发活跃。例如，在美国加利福尼亚州自2010年1月起、以及在全美州自2014年1月起，将饮用水器具等中所含的Pb含量设为0.25质量％以下的限制已生效。并且，据了解，关于Pb向饮用水类浸出的浸出量，将来会限制到5massppm左右。在美国以外的国家，其限制动向也在快速发展，从而要求开发出对应Pb含量的限制的铜合金材料。
[0005] 并且，在其他产业领域、汽车、机械和电气/电子设备领域中，例如在欧洲的ELV限制、RoHS限制中易切削性铜合金的Pb含量例外地达到4质量％，但与饮用水领域相同地，正在积极讨论加强包括消除例外情况在内的有关Pb含量的限制。
[0006] 这种加强易切削性铜合金的Pb限制动向中提倡含有如下铜合金，代替Pb具有切削性功能的Bi及Se的铜合金、或代替Pb在Cu和Zn的合金中通过增加β相来提高切削性且含有高浓度的Zn的铜合金等。
[0008] 并且，专利文献2中，通过向Cu-Zn-Bi合金中添加0.7～2.5质量％的Sn来析出Cu-Zn-Sn合金的γ相，从而改善耐蚀性。
[0009] 然而，如专利文献1所示，含有Bi来代替Pb的合金在耐蚀性方面存在问题。而且，Bi具有包括可能与Pb相同地对人体有害、由于是稀有金属而在资源上存在问题、会使铜合金材料变脆的问题等在内的许多问题。此外，如专利文献1、2中所提出的那样，即使通过热挤压后的缓冷或热处理来使β相孤立从而提高了耐蚀性，终究无法实现在恶劣环境下的耐蚀性的改善。
[0010] 并且，如专利文献2所示，即使Cu-Zn-Sn合金的γ相析出，与α相相比，该γ相本来就缺乏耐蚀性，从而终究无法实现在恶劣环境下的耐蚀性的改善。并且，在Cu-Zn-Sn合金中，含有Sn的γ相的切削性功能差到需要与具有切削性功能的Bi一同进行添加。
[0011] 另一方面，关于含有高浓度的Zn的铜合金，与Pb相比，β相的切削性功能差，因此不仅终究无法代替含有Pb的易切削性铜合金，而且因包含许多β相而耐蚀性、尤其耐脱锌腐蚀性、耐应力腐蚀破裂性非常差。并且，这些铜合金由于在高温(例如150℃)下的强度低，因此例如在烈日下且靠近发动机室的高温下使用的汽车组件或在高温/高压下使用的配管等中无法应对薄壁化、轻量化。
[0012] 此外，Bi使铜合金变脆，若包含许多β相则延展性降低，因此含有Bi的铜合金或包含许多β相的铜合金不适合作为汽车、机械、电气用组件以及包括阀在内的饮用水器具材料。另外，对于Cu-Zn合金中含有Sn的包含γ相的黄铜，也无法改善应力腐蚀破裂，由于在高温下的强度低，冲击特性差，因此不适合使用于这些用途中。
[0013] 另一方面，作为易切削性铜合金，例如专利文献3～9中提出有含有Si来代替Pb的Cu-Zn-Si合金。
[0014] 专利文献3、4中，主要通过具有γ相优异的切削性功能，以不含有Pb或者含有少量Pb来实现优异的切削性。通过含有0.3质量％以上的Sn，可增加并促进具有切削性功能的γ相的形成，从而改善切削性。并且，专利文献3、4中，通过形成许多γ相来提高耐蚀性。
[0015] 并且，专利文献5中，设为通过含有0.02质量％以下的极少量的Pb，并且主要规定γ相、κ相的总计含有面积，从而得到优异的易切削性。在此，Sn作用于形成和增加γ相，从而改善耐冲蚀腐蚀性。
[0016] 此外，专利文献6、7中提出有Cu-Zn-Si合金的铸件产品，为了实现铸件晶粒的微细化，在P的存在下含有极微量的Zr，并且重视P/Zr的比率等。
[0017] 并且，专利文献8中提出在Cu-Zn-Si合金中含有Fe的铜合金。
[0018] 此外，专利文献9中提出在Cu-Zn-Si合金中含有Sn和Fe、Co、Ni、Mn的铜合金。
[0019] 在此，如专利文献10和非专利文献1中所记载，已知在上述Cu-Zn-Si合金中，即使将组成限制于Cu浓度为60质量％以上，Zn浓度为30质量％以下，Si浓度为10质量％以下，除了基地(matrix)α相以外，也存在β相、γ相、δ相、ε相、ζ相、η相、κ相、μ相、χ相这10种金属相，根据情况也存在包含α’、β’、γ’的13种金属相。此外，根据经验已知，若增加添加元素，则金属组织变得更加复杂，也可能会出现新的相或金属间化合物，并且，由平衡状态图得到的合金与实际生产的合金中，在所存在的金属相的构成中会产生较大偏差。此外，已知这些相的组成也根据铜合金的Cu、Zn、Si等的浓度和加工热历程(thermalhistory)而发生变化。
[0020] 但是，γ相虽然具有优异的切削性能，但由于Si浓度高且硬而脆，若包含许多γ相，则会在恶劣环境下的耐蚀性、冲击特性、高温强度(高温蠕变)等中产生问题。因此，关于包含大量γ相的Cu-Zn-Si合金，也与含有Bi的铜合金或包含许多β相的铜合金相同地，在其使用上受到限制。
[0021] 另外，专利文献3～7中所记载的Cu-Zn-Si合金在基于ISO-6509的脱锌腐蚀试验中显示比较良好的结果。然而，在基于ISO-6509的脱锌腐蚀试验中，为了判定在一般水质中的耐脱锌腐蚀性的良好与否，使用与实际水质完全不同的氯化铜试剂，并仅在24小时这一短时间内进行评价。即，由于使用与实际环境不同的试剂并在短时间内进行评价，因此未能充分评价恶劣环境下的耐蚀性。
[0022] 并且，专利文献8中提出有在Cu-Zn-Si合金中含有Fe的情况。但是，Fe和Si形成比γ相硬而脆的Fe-Si的金属间化合物。该金属间化合物在切削加工时缩短切削工具的寿命，且在抛光时形成硬点而产生外观上的不良情况。并且，存在因金属间化合物而冲击特性降低等问题。并且，将添加元素的Si作为金属间化合物而进行消耗，从而导致合金的性能下降。
[0023] 此外，专利文献9中，虽然在Cu-Zn-Si合金中添加有Sn和Fe、Co、Mn，但Fe、Co、Mn均与Si进行化合而生成硬而脆的金属间化合物。因此，与专利文献8相同地，在切削或抛光时产生问题。此外，根据专利文献9，通过含有Sn、Mn而形成β相，但β相引起严重的脱锌腐蚀，从而提高应力腐蚀破裂的敏感性。
[0024] 专利文献1：日本特开2008-214760号公报
[0025] 专利文献2：国际公开第2008/081947号
[0026] 专利文献3：日本特开2000-119775号公报
[0027] 专利文献4：日本特开2000-119774号公报
[0028] 专利文献5：国际公开第2007/034571号
[0029] 专利文献6：国际公开第2006/016442号
[0030] 专利文献7：国际公开第2006/016624号
[0031] 专利文献8：日本特表2016-511792号公报
[0032] 专利文献9：日本特开2004-263301号公报
[0035] 本发明是为了解决如此的现有技术问题而完成的，其课题为提供一种在恶劣环境下的耐蚀性、冲击特性、高温强度优异的易切削性铜合金铸件及易切削性铜合金铸件的制造方法。另外，本说明书中，除非另有说明，耐蚀性是指耐脱锌腐蚀性、耐应力腐蚀破裂性这两者。
[0036] 为了解决这种课题来实现所述目的，本发明的第1方式的易切削性铜合金铸件的特征在于，含有75.0质量％以上且78.5质量％以下的Cu、2.95质量％以上且3.55质量％以下的Si、0.07质量％以上且0.28质量％以下的Sn、0.06质量％以上且0.14质量％以下的P及0.022质量％以上且0.20质量％以下的Pb，且剩余部分包括Zn及不可避免的杂质，
[0037] 将Cu的含量设为[Cu]质量％、将Si的含量设为[Si]质量％、将Sn的含量设为[Sn]质量％、将P的含量设为[P]质量％、将Pb的含量设为[Pb]质量％时，具有如下关系：
[0038] 76.2≤f1＝[Cu]+0.8×[Si]-8.5×[Sn]+[P]+0.5×[Pb]≤80.3、
[0039] 61.2≤f2＝[Cu]-4.4×[Si]-0.8×[Sn]-[P]+0.5×[Pb]≤62.8，
[0040] 并且，在金属组织的构成相中，将α相的面积比设为(α)％、将β相的面积比设为(β)％、将γ相的面积比设为(γ)％、将κ相的面积比设为(κ)％、将μ相的面积比设为(μ)％时，具有如下关系：
[0041] 25≤(κ)≤65、
[0042] 0≤(γ)≤2.0、
[0043] 0≤(β)≤0.3、
[0044] 0≤(μ)≤2.0、
[0045] 96.5≤f3＝(α)+(κ)、
[0046] 99.2≤f4＝(α)+(κ)+(γ)+(μ)、
[0047] 0≤f5＝(γ)+(μ)≤3.0、
[0048] 29≤f6＝(κ)+6×(γ)1/2+0.5×(μ)≤66，
[0049] 并且，γ相的长边的长度为50μm以下，μ相的长边的长度为25μm以下，α相内存在κ相。
[0050] 本发明的第2方式的易切削性铜合金铸件的特征在于，在本发明的第1方式的易切削性铜合金铸件中，还含有选自0.02质量％以上且0.08质量％以下的Sb、0.02质量％以上且0.08质量％以下的As及0.02质量％以上且0.30质量％以下的Bi中的一种或两种以上。
[0051] 本发明的第3方式的易切削性铜合金铸件的特征在于，含有75.5质量％以上且77.8质量％以下的Cu、3.1质量％以上且3.4质量％以下的Si、0.10质量％以上且0.27质量％以下的Sn、0.06质量％以上且0.13质量％以下的P、0.024质量％以上且0.15质量％以下的Pb，且剩余部分包括Zn及不可避免的杂质，
[0052] 将Cu的含量设为[Cu]质量％、将Si的含量设为[Si]质量％、将Sn的含量设为[Sn]质量％、将P的含量设为[P]质量％、将Pb的含量设为[Pb]质量％时，具有如下关系：
[0053] 76.6≤f1＝[Cu]+0.8×[Si]-8.5×[Sn]+[P]+0.5×[Pb]≤79.6、
[0054] 61.4≤f2＝[Cu]-4.4×[Si]-0.8×[Sn]-[P]+0.5×[Pb]≤62.6，
[0055] 并且，在金属组织的构成相中，将α相的面积比设为(α)％、将β相的面积比设为(β)％、将γ相的面积比设为(γ)％、将κ相的面积比设为(κ)％、将μ相的面积比设为(μ)％时，具有如下关系：
[0056] 30≤(κ)≤56、
[0057] 0≤(γ)≤1.2、
[0058] (β)＝0、
[0059] 0≤(μ)≤1.0、
[0060] 98.0≤f3＝(α)+(κ)、
[0061] 99.5≤f4＝(α)+(κ)+(γ)+(μ)、
[0062] 0≤f5＝(γ)+(μ)≤1.5、
[0063] 32≤f6＝(κ)+6×(γ)1/2+0.5×(μ)≤58，
[0064] 并且，γ相的长边的长度为40μm以下，μ相的长边的长度为15μm以下，α相内存在κ相。
[0065] 本发明的第4方式的易切削性铜合金铸件的特征在于，在本发明的第3方式的易切削性铜合金铸件中，还含有选自大于0.02质量％且0.07质量％以下的Sb、大于0.02质量％且0.07质量％以下的As及0.02质量％以上且0.20质量％以下的Bi中的一种或两种以上。
[0066] 本发明的第5方式的易切削性铜合金铸件的特征在于，在本发明的第1至4方式中的任一方式的易切削性铜合金铸件中，作为所述不可避免的杂质的Fe、Mn、Co及Cr的总量小于0.08质量％。
[0067] 本发明的第6方式的易切削性铜合金铸件的特征在于，在本发明的第1～5方式中任一方式的易切削性铜合金铸件中，κ相中所含的Sn的量为0.08质量％以上且0.40质量％以下，κ相中所含的P的量为0.07质量％以上且0.22质量％以下。
[0068] 本发明的第7方式的易切削性铜合金铸件的特征在于，在本发明的第1～6方式中任一方式的易切削性铜合金铸件中，夏比冲击试验值为23J/cm2以上且60J/cm2以下，并且在负载有相当于室温下的0.2％屈服强度的荷载的状态下在150℃下保持100小时之后的蠕变应变为0.4％以下。
[0069] 另外，夏比冲击试验值为U形凹口形状的试验片中的值。
[0071] 本发明的第9方式的易切削性铜合金铸件的特征在于，在本发明的第1～8方式中任一方式的易切削性铜合金铸件中，使用于自来水管用器具、工业用配管部件、与液体接触的器具、汽车用组件或电气产品组件中。
[0072] 本发明的第10方式的易切削性铜合金铸件的制造方法的特征在于，该制造方法是本发明的第1～9方式中任一方式的易切削性铜合金铸件的制造方法，
[0073] 具有熔解及铸造工序，
[0074] 在所述铸造后的冷却中，将575℃至510℃的温度区域以0.1℃/分钟以上且2.5℃/分钟以下的平均冷却速度进行冷却，接着将470℃至380℃的温度区域以大于2.5℃/分钟且小于500℃/分钟的平均冷却速度进行冷却。
[0075] 本发明的第11方式的易切削性铜合金铸件的制造方法的特征在于，该制造方法是本发明的第1～9方式中任一方式的易切削性铜合金铸件的制造方法，
[0076] 具有：熔解及铸造工序；以及在所述熔解及铸造工序之后实施的热处理工序，[0077] 在所述熔解及铸造工序中，将铸件冷却至低于380℃或常温，
[0078] 在所述热处理工序中，(i)将所述铸件在510℃以上且575℃以下的温度下保持20分钟至8小时，或者(ii)在最高到达温度为620℃至550℃的条件下对所述铸件进行加热，并且将575℃至510℃的温度区域以0.1℃/分钟以上且2.5℃/分钟以下的平均冷却速度进行冷却，
[0079] 接着，将470℃至380℃的温度区域以大于2.5℃/分钟且小于500℃/分钟的平均冷却速度进行冷却。
[0080] 本发明的第12方式的易切削性铜合金铸件的制造方法是本发明的第11方式的易切削性铜合金铸件的制造方法，该方法的特征在于，
[0081] 在所述热处理工序中，在所述(i)的条件下对所述铸件进行加热，并且热处理温度及热处理时间满足下述关系式：
[0082] 800≤f7＝(T-500)×t，
[0083] T为热处理温度(℃)，当T为540℃以上时设为T＝540，t为510℃以上且575℃以下的温度范围的热处理时间(分钟)。
[0084] 根据本发明的方式，通过极力减少切削性功能优异但耐蚀性、冲击特性、高温强度差的γ相，并且与γ相相同地还尽可能减少对切削性有效但耐蚀性、冲击特性、高温强度差的μ相，从而规定了金属组织。还规定了用于得到该金属组织的组成、制造方法。因此，根据本发明的方式，能够提供一种在恶劣环境下的耐蚀性、冲击特性、高温强度优异的易切削性铜合金铸件及易切削性铜合金铸件的制造方法。附图说明
[0086] 图2是实施例1中的易切削性铜合金铸件(试验No.T32)的组织的金属显微镜照片。
[0087] 图3是实施例1中的易切削性铜合金铸件(试验No.T32)的组织的电子显微镜照片。
[0088] 图4是表示在铸造性试验中从铸件切断的纵截面的示意图。
[0089] 图5中，(a)是实施例2中的试验No.T401的在恶劣的水环境下使用8年之后的截面的金属显微镜照片，(b)是试验No.T402的脱锌腐蚀试验1之后的截面的金属显微镜照片，(c)是试验No.T03的脱锌腐蚀试验1之后的截面的金属显微镜照片。
具体实施方式
[0090] 以下，对本发明的实施方式所涉及的易切削性铜合金铸件及易切削性铜合金铸件的制造方法进行说明。
[0091] 本实施方式的易切削性铜合金铸件用作水龙头、阀、接头等使用于人或动物每天摄取的饮用水的器具，以及阀、接头等电气/汽车/机械/工业用配管部件、与液体接触的器具、组件。
[0092] 在此，在本说明书中，如[Zn]如此带有括弧的元素记号设为表示该元素的含量(质量％)。
[0093] 而且，本实施方式中，利用该含量的表示方法如下规定多个组成关系式。
[0094] 组成关系式f1＝[Cu]+0.8×[Si]-8.5×[Sn]+[P]+0.5×[Pb]
[0095] 组成关系式f2＝[Cu]-4.4×[Si]-0.8×[Sn]-[P]+0.5×[Pb]
[0096] 此外，本实施方式中，在金属组织的构成相中设为如下，即，用(α)％表示α相的面积比，用(β)％表示β相的面积比，用(γ)％表示γ相的面积比，用(κ)％表示κ相的面积比，用(μ)％表示μ相的面积比。另外，金属组织的构成相是指α相、γ相、κ相等，并且不含有金属间化合物或析出物、非金属夹杂物等。并且，存在于α相内的κ相包含于α相的面积比中。所有构成相的面积比之和设为100％。
[0097] 而且，本实施方式中，如下规定多个组织关系式。
[0098] 组织关系式f3＝(α)+(κ)
[0099] 组织关系式f4＝(α)+(κ)+(γ)+(μ)
[0100] 组织关系式f5＝(γ)+(μ)
[0101] 组织关系式f6＝(κ)+6×(γ)1/2+0.5×(μ)
[0102] 本发明的第1实施方式所涉及的易切削性铜合金铸件含有75.0质量％以上且78.5质量％以下的Cu、2.95质量％以上且3.55质量％以下的Si、0.07质量％以上且0.28质量％以下的Sn、0.06质量％以上且0.14质量％以下的P及0.022质量％以上且0.20质量％以下的Pb，且剩余部分包括Zn及不可避免的杂质。组成关系式f1设在76.2≤f1≤80.3的范围内，组成关系式f2设在61.2≤f2≤62.8的范围内。κ相的面积比设在25≤(κ)≤65的范围内，γ相的面积比设在0≤(γ)≤2.0的范围内，β相的面积比设在0≤(β)≤0.3的范围内，μ相的面积比设在0≤(μ)≤2.0的范围内。组织关系式f3设在96.5≤f3的范围内，组织关系式f4设在99.2≤f4的范围内，组织关系式f5设在0≤f5≤3.0的范围内，组织关系式f6设在29≤f6≤
66的范围内。γ相的长边的长度为50μm以下，μ相的长边的长度为25μm以下，α相内存在κ相。
66的范围内。γ相的长边的长度为50μm以下，μ相的长边的长度为25μm以下，α相内存在κ相。
[0103] 本发明的第2实施方式所涉及的易切削性铜合金铸件含有75.5质量％以上且77.8质量％以下的Cu、3.1质量％以上且3.4质量％以下的Si、0.10质量％以上且0.27质量％以下的Sn、0.06质量％以上且0.13质量％以下的P、0.024质量％以上且0.15质量％以下的Pb，且剩余部分包括Zn及不可避免的杂质。组成关系式f1设在76.6≤f1≤79.6的范围内，组成关系式f2设在61.4≤f2≤62.6的范围内。κ相的面积比设在30≤(κ)≤56的范围内，γ相的面积比设在0≤(γ)≤1.2的范围内，β相的面积比设为0，μ相的面积比设在0≤(μ)≤1.0的范围内。组织关系式f3设在98.0≤f3的范围内，组织关系式f4设在99.5≤f4的范围内，组织关系式f5设在0≤f5≤1.5的范围内，组织关系式f6设在32≤f6≤58的范围内。γ相的长边的长度为40μm以下，μ相的长边的长度为15μm以下，α相内存在κ相。
[0104] 本发明的第1实施方式的易切削性铜合金铸件中，可进一步含有选自0.02质量％以上且0.08质量％以下的Sb、0.02质量％以上且0.08质量％以下的As及0.02质量％以上且0.30质量％以下的Bi中的一种或两种以上。
[0105] 本发明的第2实施方式的易切削性铜合金铸件中，可进一步含有选自超过0.02质量％且0.07质量％以下的Sb、超过0.02质量％且0.07质量％以下的As及0.02质量％以上且0.20质量％以下的Bi中的一种或两种以上。
[0106] 本发明的第1、2实施方式所涉及的易切削性铜合金铸件中，优选κ相中所含的Sn的量为0.08质量％以上且0.40质量％以下，且κ相中所含的P的量为0.07质量％以上且0.22质量％以下。
[0107] 本发明的第1、2实施方式所涉及的易切削性铜合金铸件中，优选夏比冲击试验值为23J/cm2以上且60J/cm2以下，并且在负载有室温下的0.2％屈服强度(相当于0.2％屈服强度的荷载)的状态下将铜合金铸件在150℃下保持100小时之后的蠕变应变为0.4％以下。
[0108] 本发明的第1、2实施方式所涉及的易切削性铜合金铸件中，优选凝固温度范围为40℃以下。
[0109] 以下，对如上述那样规定成分组成、组成关系式f1、f2、金属组织、组织关系式f3、f4、f5、f6以及机械特性的理由进行说明。
[0110] <成分组成>
[0111] (Cu)
[0112] Cu为本实施方式的合金铸件的主要元素，为了克服本发明的课题，需要至少含有75.0质量％以上的量的Cu。Cu含量小于75.0质量％时，虽然取决于Si、Zn、Sn的含量、制造工序，但γ相所占的比例超过2.0％，耐脱锌腐蚀性、耐应力腐蚀破裂性、冲击特性、延展性、常温强度及高温强度(高温蠕变)差，凝固温度范围扩大且铸造性变差。根据情况，有时也会出现β相。因此，Cu含量的下限为75.0质量％以上，优选为75.5质量％以上，更优选为75.8质量％以上。
[0113] 另一方面，Cu含量超过78.5％时，由于大量使用昂贵的铜而成本提高。进一步对耐蚀性、常温强度及高温强度的效果饱和。并且，不仅凝固温度范围扩大且铸造性变差，而且κ相所占的比例变得过多，容易析出Cu浓度高的μ相，根据情况容易析出ζ相、χ相。其结果，虽然取决于金属组织的要件，但可能导致切削性、冲击特性、铸造性变差。因此，Cu含量的上限为78.5质量％以下，优选为77.8质量％以下，更优选为77.5质量％以下。
[0114] (Si)
[0115] Si是为了得到本实施方式的合金铸件的许多优异特性所必需的元素。Si有助于形成κ相、γ相、μ相等金属相。Si提高本实施方式的合金铸件的切削性、耐蚀性、耐应力腐蚀破裂性、强度、高温强度及耐磨损性。关于切削性，即使含有Si也几乎不会改善α相的切削性。但是，由于通过含有Si而形成的γ相、κ相、μ相等比α相更硬的相，即使不含有大量的Pb，也能够具有优异的切削性。然而，随着γ相或μ相等金属相所占的比例增加，会产生延展性或冲击特性下降的问题、恶劣环境下的耐蚀性下降的问题，以及在可以承受长期使用的高温蠕变特性上产生问题。因此，需要将κ相、γ相、μ相、β相规定在适当的范围内。
[0116] 并且，Si具有在熔解及铸造时大幅抑制Zn的蒸发的效果，并改善熔融金属的流动性。并且，也具有与Cu等元素之间的关系，只要将Si量设在适当的范围内，则能够缩小凝固温度范围，铸造性变得良好。并且，随着增加Si含量，能够减小比重。
[0117] 为了解决这些金属组织的问题并满足所有各种特性，虽然取决于Cu、Zn、Sn等的含量，但Si需要含有2.95质量％以上。Si含量的下限优选为3.05质量％以上，更优选为3.1质量％以上，进一步优选为3.15质量％以上。表面上，为了减少Si浓度高的γ相或μ相所占的比例，认为应降低Si含量。但是，深入研究了与其他元素的调配比例及制造工序的结果，需要如上述那样规定Si含量的下限。并且，虽然取决于其他元素的含量、组成的关系式和制造工序，但Si含量以约2.95％为界，α相内存在细长的针状κ相，并且Si含量以约3.05％或约3.1％为界，针状κ相的量增加。通过存在于α相内的κ相，不损害延展性而提高切削性、冲击特性、耐磨损性。以下，也将存在于α相内的κ相称为κ1相。
[0118] 另一方面，若Si含量过多，则本实施方式重视延展性或冲击特性，因此若比α相硬的κ相变得过多，则存在问题。因此，Si含量的上限为3.55质量％以下，优选为3.45质量％以下，更优选为3.4质量％以下，进一步优选为3.35质量％以下。若Si含量设定在这些的范围内，则能够缩小凝固温度范围，铸造性变得良好。
[0119] (Zn)
[0120] Zn与Cu、Si一同为本实施方式的合金铸件的主要构成元素，是为了提高切削性、耐蚀性、铸造性、耐磨损性所必需的元素。另外，Zn虽然作为剩余部分而存在，但如果执意要记载，Zn含量的上限约为21.7质量％以下，下限约为17.5质量％以上。
[0121] (Sn)
[0122] Sn大幅提高尤其在恶劣环境下的耐脱锌腐蚀性，并提高耐应力腐蚀破裂性、切削性、耐磨损性。由多个金属相(构成相)构成的铜合金铸件中，各金属相的耐蚀性存在优劣，即使最终成为α相和κ相这2相，也会从耐蚀性差的相开始腐蚀而腐蚀进展。Sn提高耐蚀性最优异的α相的耐蚀性，并且还同时改善耐蚀性第二优异的κ相的耐蚀性。就Sn而言，与分布于α相的量相比，分布于κ相的量约为1.4倍。即分布于κ相的Sn量为分布于α相的Sn量的约1.4倍。Sn量增加多少，κ相的耐蚀性随之进一步提高。随着Sn含量的增加，α相与κ相的耐蚀性的优劣几乎消失，或者至少α相与κ相的耐蚀性之差变小，从而大幅提高作为合金的耐蚀性。
[0123] 然而，含有Sn促进γ相的形成。Sn自身虽不具有优异的切削性功能，但通过形成具有优异的切削性能的γ相，结果合金的切削性得以提高。另一方面，γ相使合金的耐蚀性、延展性、冲击特性、延展性、高温强度变差。与α相相比，Sn分布于γ相中约10倍至约17倍。即分布于γ相的Sn量为分布于α相的Sn量的约10倍至约17倍。与不含Sn的γ相相比，在耐蚀性略有改善的程度下，含有Sn的γ相有所不足。因此，尽管提高了κ相、α相的耐蚀性，但在Cu-Zn-Si合金中含有Sn会促进γ相的形成。并且，Sn大多被分布于γ相。因此，如果不将Cu、Si、P、Pb这些必要元素设为更加适当的调配比率并且包括制造工序在内的设为适当的金属组织的状态，则含有Sn只能略微提高κ相、α相的耐蚀性。因γ相的增大，反而导致合金的耐蚀性、延展性、冲击特性、高温特性降低。并且，κ相含有Sn会提高κ相的切削性。其效果随着与P一同含有Sn而进一步增加。
[0124] 并且，含有熔点比Cu低约850℃的低熔点金属的Sn会扩大合金的凝固温度范围。即，临近凝固结束时，由于存在富含Sn的余液，因此相信固相线温度下降，凝固温度范围扩大。但是，通过与Cu、Si之间的关系，凝固温度范围不会扩大，并且与不含Sn的情况相同或相反而变得略窄，通过在本实施方式的范围的量中含有的Sn，反而能够得到铸造缺陷少的铸件。其中，Sn为低熔点金属，因此具有如下倾向：富含Sn的余液变化为β相或γ相，并且Sn浓度高的γ相在α相与κ相的相界或树枝状晶体的间隙较长地连续。
[0125] 通过控制包括后述的关系式、制造工序在内的金属组织，能够制成各种特性优异的铜合金。为了发挥这种效果，需要将Sn的含量的下限设为0.07质量％以上，优选为0.10质量％以上，更优选为0.12质量％以上。
[0126] 另一方面，若含有超过0.28质量％的Sn，则γ相所占的比例增加。作为其对策，需要增加Cu浓度并在金属组织中增加κ相，因此有可能无法得到更加良好的冲击特性。Sn含量的上限为0.28质量％以下，优选为0.27质量％以下，更优选为0.25质量％以下。
[0127] (Pb)
[0128] 含有Pb会提高铜合金的切削性。约0.003质量％的Pb固熔于基地中，超过该量的Pb作为直径1μm左右的Pb粒子而存在。Pb即使是微量也对切削性有效，尤其超过0.02质量％时开始发挥显著的效果。本实施方式的合金中，由于将切削性能优异的γ相抑制为2.0％以下，因此少量的Pb代替γ相。
[0129] 因此，Pb的含量的下限为0.022质量％以上，优选为0.024质量％以上，进一步优选为0.025质量％以上。尤其切削性所涉及的金属组织的关系式f6的值小于32时，Pb的含量优选为0.024质量％以上。
[0130] 另一方面，Pb对人体有害，且影响冲击特性及高温强度。因此，Pb含量的上限为0.20质量％以下，优选为0.15质量％以下，最佳为0.10质量％以下。
[0131] (P)
[0132] P与Sn相同地大幅提高尤其在恶劣环境下的耐脱锌腐蚀性、耐应力腐蚀破裂性。
[0133] P与Sn相同地，与分布于α相的量相比，分布于κ相的量约为2倍。即，分布于κ相的P量为分布于α相的P量的约2倍。并且，P对提高α相的耐蚀性的效果显著，但单独添加P时提高κ相的耐蚀性的效果小。但是，P通过与Sn共存，能够提高κ相的耐蚀性。另外，P几乎不改善γ相的耐蚀性。并且，κ相含有P会略微提高κ相的切削性。通过一同含有Sn和P，更有效地改善切削性。
[0134] 为了发挥这些效果，P含量的下限为0.06质量％以上，优选为0.065质量％以上，更优选为0.07质量％以上。
[0135] 另一方面，即使含有超过0.14质量％的P，不仅耐蚀性的效果饱和，而且容易形成P和Si的化合物，从而冲击特性及延展性变差，对切削性也产生不良影响。因此，P含量的上限为0.14质量％以下，优选为0.13质量％以下，更优选为0.12质量％以下。
[0136] (Sb、As、Bi)
[0137] Sb、As均与P、Sn相同地进一步提高尤其在恶劣环境下的耐脱锌腐蚀性、耐应力腐蚀破裂性。
[0138] 为了通过含有Sb来提高耐蚀性，需要含有0.02质量％以上的Sb。Sb的含量优选为超过0.02质量％，更优选为0.03质量％以上。另一方面，即使含有超过0.08质量％的Sb，耐蚀性提高的效果也会饱和，γ相反而增加，因此Sb的含量为0.08质量％以下，优选为0.07质量％以下。
[0139] 并且，为了通过含有As来提高耐蚀性，需要含有0.02质量％以上的As。As的含量优选为超过0.02质量％，更优选为0.03质量％以上。另一方面，即使含有超过0.08质量％的As，耐蚀性提高的效果也会饱和，因此As的含量为0.08质量％以下，优选为0.07质量％以下。
[0140] 通过单独含有Sb来提高α相的耐蚀性。Sb是熔点比Sn高的低熔点金属，显示与Sn类似的状态，与α相相比，大多分布于γ相、κ相。Sb通过与Sn一同添加而具有改善κ相的耐蚀性的效果。然而，无论在单独含有Sb时还是在Sn和P一同含有Sb时，改善γ相的耐蚀性的效果均小。含有过量的Sb反而可能会导致γ相增加。
[0141] 在Sn、P、Sb、As中，As增强α相的耐蚀性。即使κ相被腐蚀，由于α相的耐蚀性得到提高，因此As发挥阻止在连锁反应中发生的α相的腐蚀的作用。然而，无论在单独含有As时还是在与Sn、P、Sb一同含有As时，提高κ相、γ相的耐蚀性的效果均小。
[0142] 另外，当一同含有Sb、As时，即使Sb、As的总计含量超过0.10质量％，耐蚀性提高的效果也会饱和，从而延展性、冲击特性降低。因此，优选将Sb和As的总量设为0.10质量％以下。另外，Sb具有与Sn类似的改善κ相的耐蚀性的效果。因此，若[Sn]+0.7×[Sb]的量超过0.12质量％，则作为合金的耐蚀性进一步提高。
[0143] Bi进一步提高铜合金的切削性。为此，需要含有0.02质量％以上的Bi，优选含有0.025质量％以上的Bi。另一方面，虽然Bi对人体的有害性尚不确定，但从对冲击特性、高温强度的影响考虑，将Bi的含量的上限设为0.30质量％以下，优选设为0.20质量％以下，更优选设为0.10质量％以下。
[0144] (不可避免的杂质)
[0145] 作为本实施方式中的不可避免的杂质，例如可举出Al、Ni、Mg、Se、Te、Fe、Co、Ca、Zr、Cr、Ti、In、W、Mo、B、Ag及稀土类元素等。
[0146] 一直以来，易切削性铜合金以回收的铜合金为主原料，而非以电解铜、电解锌等优质原料为主。在该领域的下一工序(下游工序、加工工序)中，对大部分部件、组件实施切削加工，相对材料100以40～80的比例产生大量废弃的铜合金。例如可举出切屑、切边、毛边、横流道(runner)及包含制造上不良的产品等。这些废弃的铜合金成为主原料。若切削的切屑等的分离不充分，则从其他易切削性铜合金混入Pb、Fe、Se、Te、Sn、P、Sb、As、Ca、Al、Zr、Ni及稀土类元素。并且，切削切屑中含有从工具混入的Fe、W、Co、Mo等。由于废料中含有电镀的产品，因此会混入Ni、Cr。纯铜系废料中混入Mg、Fe、Cr、Ti、Co、In、Ni。从资源的再利用方面以及成本上的问题考虑，在至少不对特性产生不良影响的范围内，含有这些元素的切屑等废料在一定限度内被用作原料。根据经验，Ni大多从废料等中混入，Ni的量被容许至小于0.06质量％的量，优选小于0.05质量％。Fe、Mn、Co、Cr等与Si形成金属间化合物，根据情况，与P形成金属间化合物，从而影响切削性。因此，Fe、Mn、Co、Cr各自的量优选小于0.05质量％，更优选小于0.04质量％。Fe、Mn、Co、Cr的含量的总计也优选设为小于0.08质量％，该总量更优选为小于0.07质量％，进一步优选为小于0.06质量％。作为其他元素的Al、Mg、Se、Te、Ca、Zr、Ti、In、W、Mo、B、Ag及稀土类元素等各自的量优选小于0.02质量％，进一步优选小于0.01质量％。
[0147] 另外，稀土类元素的量为Sc、Y、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Tb及Lu中的一种以上的总量。
[0148] Ag大致被视为Cu，因此容许一定程度的量，并且Ag的量优选小于0.05质量％。
[0149] (组成关系式f1)
[0150] 组成关系式f1为表示组成与金属组织之间的关系的公式，即使各元素的量在上述规定的范围内，如果不满足该组成关系式f1，则无法满足本实施方式设为目标的各种特性。组成关系式f1中，Sn被赋予大系数-8.5。若组成关系式f1小于76.2，则无论如何在制造工序上下功夫，γ相所占的比例也增加，并且，γ相的长边变长，耐蚀性、冲击特性、高温特性变差。因此，组成关系式f1的下限为76.2以上，优选为76.4以上，更优选为76.6以上，进一步优选为76.8以上。随着组成关系式f1成为更优选的范围，γ相的面积比减小，即使存在γ相，γ相也有被分割的倾向，耐蚀性、冲击特性、延展性、高温特性进一步提高。若组成关系式f1的值成为76.6以上，则通过兼顾制造工序，在α相内变得更明显地存在细长的针状κ相，不损害延展性而提高切削性、耐磨损性、冲击特性。
[0151] 另一方面，组成关系式f1的上限主要影响κ相所占的比例，若组成关系式f1大于80.3，则在重视延展性或冲击特性的情况下，κ相所占的比例变得过多。并且，μ相变得容易析出。若κ相或μ相过多，则冲击特性、延展性、高温特性及耐蚀性变差，根据情况耐磨损性变差。因此，组成关系式f1的上限为80.3以下，优选为79.6以下，更佳为79.3以下。
[0152] 因此，通过将组成关系式f1规定在上述范围内，可得到特性优异的铜合金。另外，关于作为选择元素的As、Sb、Bi及另外规定的不可避免的杂质，综合考虑它们的含量，几乎不影响组成关系式f1，因此在组成关系式f1中并未规定。
[0153] (组成关系式f2)
[0154] 组成关系式f2为表示组成与加工性、各种特性、金属组织之间的关系的公式。若组成关系式f2小于61.2，则金属组织中的γ相所占的比例增加，包括β相在内容易出现其他金属相，并且容易残留，从而耐蚀性、冲击特性、冷加工性、高温蠕变特性变差。因此，组成关系式f2的下限为61.2以上，优选为61.4以上，更优选为61.6以上，进一步优选为61.8以上。
[0155] 另一方面，若组成关系式f2超过62.8，则容易出现长度超过300μm、宽度超过100μm的粗大的α相或粗大的树枝状晶体，存在于粗大的α相与κ相的边界或树枝状晶体的间隙的γ相的长边的长度变长，并且形成于α相中的针状细长的κ相减少。粗大的α相的存在降低切削性，并降低强度、耐磨损性。若形成于α相中的针状细长的κ相的量减少，则耐磨损性、切削性的提高程度减小。若γ相的长边的长度变长，则耐蚀性变差。并且，凝固温度范围即(液相线温度-固相线温度)会超过40℃，显著地显现铸造时的缩孔(shrinkage cavities)及铸造缺陷，无法得到无疵铸件(sound casting)。组成关系式f2的上限为62.8以下，优选为62.6以下，更优选为62.4以下。
[0156] 因此，通过将组成关系式f2如上述那样规定在狭小的范围内，能够以良好的产率制造出特性优异的铜合金铸件、无疵铸件。另外，关于作为选择元素的As、Sb、Bi及另外规定的不可避免的杂质，综合考虑它们的含量，几乎不影响组成关系式f2，因此组成关系式f2中并未规定。
[0157] (与专利文献的比较)
[0158] 在此，将上述专利文献3～9中所记载的Cu-Zn-Si合金与本实施方式的合金铸件的组成进行比较的结果示于表1。
[0159] 本实施方式与专利文献3中，Pb及作为选择元素的Sn的含量不同。本实施方式与专利文献4中，作为选择元素的Sn的含量不同。本实施方式与专利文献5中，Pb的含量不同。本实施方式与专利文献6、7中，在是否含有Zr方面不同。本实施方式与专利文献8中，在是否含有Fe方面不同。本实施方式与专利文献9中，在是否含有Pb方面不同，且在是否含有Fe、Ni、Mn方面也不同。
[0160] 如上所述，本实施方式的合金铸件与专利文献3～9中所记载的Cu-Zn-Si合金中，组成范围不同。
[0161]
[0162] <金属组织>
[0163] Cu-Zn-Si合金存在10种以上的相，产生复杂的相变，仅由组成范围、元素的关系式，未必一定可以得到目标特性。最终通过特定并确定存在于金属组织中的金属相的种类及其范围，能够得到目标特性。
[0164] 在由多个金属相构成的Cu-Zn-Si合金的情况下，各相的耐蚀性并不相同而存在优劣。腐蚀从耐蚀性最差的相即最容易腐蚀的相，或者从耐蚀性差的相和与该相相邻的相之间的边界开始进展。在由Cu、Zn、Si这3种元素构成的Cu-Zn-Si合金的情况下，例如若将α相、α’相、β(包括β’)相、κ相、γ(包括γ’)相、μ相的耐蚀性进行比较，则耐蚀性的顺序从优异相起依次为α相>α’相>κ相>μ相≥γ相>β相。κ相与μ相之间的耐蚀性之差尤其大。
[0165] 在此，各相的组成的数值根据合金的组成及各相的占有面积比而变动，可以说如下。
[0166] 各相的Si浓度从浓度高的顺序依次为μ相>γ相>κ相>α相>α’相≥β相。μ相、γ相及κ相中的Si浓度比合金的Si浓度高。并且，μ相的Si浓度为α相的Si浓度的约2.5～约3倍，γ相的Si浓度为α相的Si浓度的约2～约2.5倍。
[0167] 各相的Cu浓度从浓度高的顺序依次为μ相>κ相≥α相>α’相≥γ相>β相。μ相中的Cu浓度比合金的Cu浓度高。
[0168] 专利文献3～6所示的Cu-Zn-Si合金中，切削性功能最优异的γ相主要与α’相共存，或者存在于与κ相、α相的边界中。γ相在对于铜合金而言恶劣的水质下或环境下，选择性地成为腐蚀的产生源(腐蚀的起点)而腐蚀进展。当然，如果存在β相，则在γ相腐蚀之前β相开始腐蚀。当μ相与γ相共存时，μ相的腐蚀比γ相略迟或几乎同时开始。例如当α相、κ相、γ相、μ相共存时，若γ相或μ相选择性地进行脱锌腐蚀，则被腐蚀的γ相或μ相通过脱锌现象而成为富含Cu的腐蚀生成物，该腐蚀生成物使κ相或者邻近的α相或α’相腐蚀，从而腐蚀连锁反应性地进展。
[0169] 另外，包括日本在内世界各地的饮用水的水质多种多样，并且其水质逐渐成为铜合金容易腐蚀的水质。例如从对人体的安全性问题考虑，虽然具有上限，但以消毒为目的所使用的残留氯的浓度增加，而成为作为自来水管用器具的铜合金成为容易腐蚀的环境。如还包含所述汽车组件、机械组件、工业用配管的部件的使用环境那样，关于夹杂许多溶液的使用环境下的耐蚀性，也可以说与饮用水相同。
[0170] 另一方面，即使控制γ相或γ相、μ相、β相的量，也即大幅减少或消除这些各相的存在比例，由α相、κ相这2相构成的Cu-Zn-Si合金的耐蚀性也非万无一失。根据腐蚀环境，耐蚀性比α相差的κ相可能被选择性地腐蚀，需要提高κ相的耐蚀性。进而，若κ相被腐蚀，则被腐蚀的κ相成为富含Cu的腐蚀生成物而使α相腐蚀，因此也需要提高α相的耐蚀性。
[0171] 并且，由于γ相是硬而脆的相，因此在对铜合金部件施加大负载时，微观上成为应力集中源。因此，γ相增加应力腐蚀破裂敏感性，降低冲击特性，进一步通过高温蠕变现象来降低高温强度(高温蠕变强度)。μ相主要存在于α相的晶界(Grain boundary)、α相、κ相的相界，因此与γ相相同地成为微观应力集中源。通过成为应力集中源或晶界滑移现象，μ相增加应力腐蚀破裂敏感性，降低冲击特性，且降低高温强度。根据情况，μ相的存在使这些各种特性变差的程度在γ相以上。
[0172] 然而，若为了改善耐蚀性或所述各种特性而大幅减少或消除γ相或γ相与μ相的存在比例，则仅通过含有少量的Pb和α相、α’相、κ相这3相，可能无法得到满意的切削性。因此，为了以含有少量的Pb且具有优异的切削性为前提而改善恶劣的使用环境下的耐蚀性以及延展性、冲击特性、强度、高温强度，需要如下规定金属组织的构成相(金属相、结晶相)。
[0173] 另外，以下，各相所占的比例(存在比例)的单位为面积比(面积％)。
[0174] (γ相)
[0175] γ相为最有助于Cu-Zn-Si合金的切削性的相，但为了使恶劣环境下的耐蚀性、强度、高温特性、冲击特性优异，不得不限制γ相。为了使耐蚀性优异，需要含有Sn，但含有Sn会进一步增加γ相。为了同时满足这些矛盾的现象即切削性和耐蚀性，限定了Sn、P的含量、组成关系式f1、f2、后述组织关系式及制造工序。
[0176] (β相及其他相)
[0177] 为了通过得到良好的耐蚀性而得到高延展性、冲击特性、强度、高温强度，金属组织中所占的β相、γ相、μ相及ζ相等其他相的比例尤为重要。
[0178] β相所占的比例至少需要设为0％以上且0.3％以下，优选为0.1％以下，最佳为不存在β相。尤其，铸件的情况是来自熔液的凝固，因此容易生成包含β相在内的其他相，并且容易残留。
[0179] 除α相、κ相、β相、γ相、μ相以外的ζ相等其他相所占的比例，游讯为0.3％以下，更优选为0.1％以下。最佳为不存在ζ相等其他相。
[0180] 首先，为了得到优异的耐蚀性，需要将γ相所占的比例设为0％以上且2.0％以下，并且将γ相的长边的长度设为50μm以下。
[0181] γ相的长边的长度通过以下方法来测定。例如利用500倍或1000倍的金属显微镜照片，在1个视场中测定γ相的长边的最大长度。如后述，该操作例如在5个视场等多个任意视场中进行。计算在各视场中得到的γ相的长边的最大长度的平均值，并作为γ相的长边的长度。因此，γ相的长边的长度也可以说是γ相的长边的最大长度。
[0182] 在此，γ相所占的比例优选为1.2％以下，进一步优选设为0.8％以下，最佳为0.5％以下。虽然取决于Pb的含量和κ相所占的比例，但例如当Pb的含量为0.03质量％以下，或κ相所占的比例为33％以下时，以0.05％以上且小于0.5％的量存在的γ相对耐蚀性等各种特性的影响小，从而能够提高切削性。
[0183] 由于γ相的长边的长度影响耐蚀性、高温特性、冲击特性，因此γ相的长边的长度为50μm以下，优选为40μm以下，最优选为30μm以下。
[0184] γ相的量越多，γ相越容易被选择性地腐蚀。并且，γ相连续得越长，其相应的量越容易被选择性地腐蚀，腐蚀向深度方向的进展越快。并且，被腐蚀的部分越多，越影响存在于被腐蚀的γ相的周围的α相、α’相或κ相的耐蚀性。并且，γ相大多存在于相界、树枝状晶体的间隙和晶界，若γ相的长边的长度较长，则影响高温特性和冲击特性。尤其在铸件的铸造工序中发生从熔液到固体的连续性变化。因此，铸件中以相界、树枝状晶体的间隙为中心而较长地存在γ相，与热加工材料相比，α相的晶粒大小较大，比α相与κ相的边界更容易存在。
[0185] γ相所占的比例及γ相的长边的长度与Cu、Sn、Si的含量及组成关系式f1、f2具有很大关连。
[0186] 若γ相变得越多，则延展性、冲击特性、高温强度、耐应力腐蚀破裂性变得越差，因此γ相需要为2.0％以下，优选为1.2％以下，更优选为0.8％以下，最佳为0.5％以下。存在于金属组织中的γ相在负载有高应力时成为应力集中源。并且，结合γ相的结晶结构为BCC的情况，高温强度降低，且冲击特性、耐应力腐蚀破裂性降低。其中，当κ相所占的比例为30％以下时，切削性上多少存在问题，作为对耐蚀性、冲击特性、延展性、高温强度影响小的量，也可以存在0.1％左右的γ相。并且，0.05％～1.2％的γ相提高耐磨损性。
[0187] (μ相)
[0188] μ相虽然具有提高切削性的效果，但从影响耐蚀性以及延展性、冲击特性、高温特性方面考虑，至少需要将μ相所占的比例设为0％以上且2.0％以下。μ相所占的比例优选为1.0％以下，更优选为0.3％以下，不存在μ相为最佳。μ相主要存在于晶界、相界。因此，在恶劣环境下，μ相在μ相所存在的晶界产生晶界腐蚀。并且，若施加冲击作用，则容易产生以存在于晶界的硬质μ相为起点的裂痕。并且，例如在用于汽车的发动机转动的阀或在高温高压气阀中使用铜合金铸件时，若在150℃的高温下长时间进行保持，则晶界容易产生滑移、蠕变。相同地，若μ相存在于晶界、相界，则冲击特性大大降低。因此，需要限制μ相的量，同时将主要存在于晶界的μ相的长边的长度设为25μm以下。μ相的长边的长度优选为15μm以下，更优选为5μm以下，进一步优选为4μm以下，最优选为2μm以下。
[0189] μ相的长边的长度可通过与γ相的长边的长度的测定方法相同的方法来测定。即，根据μ相的大小，例如使用500倍或1000倍的金属显微镜照片或2000倍或5000倍的二次电子像照片(电子显微镜照片)，在1个视场中测定μ相的长边的最大长度。该操作在例如5个视场等多个任意视场中进行。计算在各视场中得到的μ相的长边的最大长度的平均值，并作为μ相的长边的长度。因此，μ相的长边的长度也可以说是μ相的长边的最大长度。
[0190] (κ相)
[0191] 在近年来的高速切削条件下，包括切削阻力、切屑排出性在内的材料的切削性能很重要。但是，在将具有最优异的切削性功能的γ相所占的比例限制在2.0％以下的状态下，为了具备尤其优异的切削性，需要将κ相所占的比例至少设为25％以上。κ相所占的比例优选为30％以上，更优选为33％以上。并且，若κ相所占的比例为满足切削性的最低限度的量，则富有延展性，冲击特性优异，耐蚀性、高温特性、耐磨损性变得良好。
[0192] 硬质的κ相增加并且切削性提高，强度提高。但是，另一方面，随着κ相的增加，延展性或冲击特性逐渐降低。而且，若κ相所占的比例达到某个一定量，则切削性提高的效果也饱和，而且若κ相增加，则切削性反而降低，耐磨损性也降低。考虑到延展性、冲击特性、切削性、耐磨损性时，需要将κ相所占的比例设为65％以下。即，需要将金属组织中所占的κ相的比例设为2/3以下。κ相所占的比例优选为56％以下，更优选为52％以下。
[0193] 为了在将切削性能优异的γ相的面积比限制在2.0％以下的状态下得到优异的切削性，需要提高κ相和α相其自身的切削性。即，若κ相中含有Sn、P，则κ相自身的切削性性能提高。而且，通过使α相内存在针状κ相，α相的切削性、耐磨损性、强度进一步提高，不过大损害延展性而提高合金的切削性能。作为金属组织中所占的κ相的比例，为了具备全部延展性、强度、冲击特性、耐蚀性、高温特性、切削性及耐磨损性，最佳为约33％～约52％。
[0194] (α相中的细长的针状κ相(κ1相)的存在)
[0195] 若满足上述组成、组成关系式、工序的要件，则α相中将存在厚度薄且细长的针状κ相(κ1相)。该κ1相比α相硬。并且，α相内的κ相(κ1相)的厚度为约0.1μm至约0.2μm左右(约0.05μm～约0.5μm)，厚度较薄。
[0196] 通过使α相中存在该κ1相，能够得到以下效果。
[0197] 1)α相增强，作为合金的强度提高。
[0198] 2)α相自身的切削性提高，切削阻力或切屑分割性等切削性提高。
[0199] 3)由于存在于α相内，因此不对耐蚀性产生不良影响。
[0200] 4)α相增强，耐磨损性提高。
[0201] 存在于α相中的针状κ相影响Cu、Zn、Si等构成元素或关系式。尤其，Si量以约2.95％为界，在α相中开始存在针状κ相(κ1相)。Si量以约3.1％为界，更加明显量的κ1相存在于α相中。当组成关系式f2为62.8以下、进一步为62.6以下时，κ1相变得更容易存在。
[0202] 另外，能够使用500倍或1000倍左右倍率的金属显微镜来确认析出于α相内的细长且厚度薄的κ相(κ1相)。但是，由于很难计算其面积比，因此α相中的κ1相设为包含于α相的面积比。
[0203] (组织关系式f3、f4、f5、f6)
[0204] 并且，为了得到优异的耐蚀性、冲击特性、高温强度及耐磨损性，需要α相、κ相所占的比例的总计(组织关系式f3＝(α)+(κ))为96.5％以上。f3的值优选为98.0％以上，更优选为98.5％以上，最佳为99.0％以上。相同地，需要α相、κ相、γ相、μ相所占的比例的总计(组织关系f4＝(α)+(κ)+(γ)+(μ))为99.2％以上，最佳为99.5％以上。
[0205] 此外，需要γ相、μ相所占的总计的比例(f5＝(γ)+(μ))为0％以上且3.0％以下。f5的值优选为1.5％以下，进一步优选为1.0％以下，最佳为0.5％以下。其中，当κ相的比例低时，切削性略有问题。因此，也可以以不太影响冲击特性的程度，含有0.1～0.5％左右的γ相。
[0206] 在此，在金属组织的关系式f3～f6中，以α相、β相、γ相、δ相、ε相、ζ相、η相、κ相、μ相、χ相这10种金属相作为对象，金属间化合物、Pb粒子、氧化物、非金属夹杂物、未熔解物质等不作为对象。并且，存在于α相的针状κ相包含于α相中，在金属显微镜中观察不到的μ相被排除在外。另外，通过Si、P及不可避免地混入的元素(例如Fe、Co、Mn)形成的金属间化合物在金属相面积比的适用范围外。但是，这些金属间化合物影响切削性，因此需要关注不可避免的杂质。
[0207] (组织关系式f6)
[0208] 本实施方式的合金铸件中，在Cu-Zn-Si合金中即使将Pb的含量保持在最小限度，切削性也良好，而且尤其需要满足所有优异的耐蚀性、冲击特性、延展性、常温强度、高温强度。然而，切削性与优异的耐蚀性、冲击特性为矛盾的特性。
[0209] 从金属组织方面考虑，包含越多的切削性能最优异的γ相，切削性越佳，但从耐蚀性、冲击特性及其他特性方面考虑，不得不减少γ相。得知了当γ相所占的比例为2.0％以下时，为了得到良好的切削性，需要根据实验结果将上述组织关系式f6的值设在适当的范围内。
[0210] γ相的切削性能最优异，但尤其当γ相为少量时，即γ相的面积比为2.0％以下时，将相比于κ相所占的比例((κ))高6倍的系数提供给γ相所占的比例((γ)(％))的平方根的值。为了得到良好的切削性能，需要组织关系式f6为29以上。f6的值优选为32以上，更优选为35以上。当组织关系式f6的值为28～32时，为了得到优异的切削性能，Pb的含量为0.024质量％以上或者κ相中所含的Sn的量优选为0.11质量％以上。
[0211] 另一方面，若组织关系式f6超过66，则切削性反而变差，并且冲击特性、延展性明显变差。因此，需要组织关系式f6为66以下。f6的值优选为58以下，更优选为55以下。
[0212] (κ相中所含的Sn、P的量)
[0213] 为了提高κ相的耐蚀性，在合金铸件中优选含有0.07质量％以上且0.28质量％以下的量的Sn，并且含有0.06质量％以上且0.14质量％以下的量的P。
[0214] 本实施方式的合金中，Sn的含量为0.07～0.28质量％时，且将分布于α相的Sn量设为1时，Sn以于κ相中约1.4、于γ相中约10～约15、于μ相中约2～约3的比例被分布。通过在制造工序上下的功夫，也能够将分布于γ相的量减少为分布于α相的量的约10倍。例如，在本实施方式的合金的情况下，在含有0.2质量％的量的Sn的Cu-Zn-Si-Sn合金中α相所占的比例为50％、κ相所占的比例为49％、γ相所占的比例为1％时，α相中的Sn浓度约为0.15质量％，κ相中的Sn浓度约为0.22质量％，γ相中的Sn浓度约从1.5质量％至2.2质量％。另外，若γ相的面积比大，则γ相中耗费的(消耗的)Sn的量增加，分布于κ相、α相的Sn的量减少。因此，若γ相的量减少，则如后述那样Sn有效地利用于耐蚀性、切削性中。
[0215] 另一方面，将分布于α相的P量设为1时，P以于κ相中约2、于γ相中约3、于μ相中约4的比例被分布。例如，在本实施方式的合金的情况下，在含有0.1质量％的P的Cu-Zn-Si合金中α相所占的比例为50％、κ相所占的比例为49％、γ相所占的比例为1％时，α相中的P浓度约为0.06质量％，κ相中的P浓度约为0.12质量％，γ相中的P浓度约为0.18质量％。
[0216] Sn、P这两者提高α相、κ相的耐蚀性，但与α相中所含的Sn、P的量相比，κ相中所含的Sn、P的量分别为约1.4倍、约2倍。即，κ相中所含的Sn量为α相中所含的Sn量的约1.4倍，κ相中所含的P量为α相中所含的P量的约2倍。因此，κ相的耐蚀性的提高程度优于α相的耐蚀性的提高程度。其结果，κ相的耐蚀性接近α相的耐蚀性。另外，通过一同添加Sn和P，尤其可提高κ相的耐蚀性，但包括含量的不同在内，Sn对耐蚀性的贡献度大于P。
[0217] 当Sn的含量小于0.07质量％时，κ相的耐蚀性、耐脱锌腐蚀性比α相的耐蚀性、耐脱锌腐蚀性差，因此在恶劣的水质下，κ相有时会被选择性地腐蚀。Sn在κ相中的较多分布会提高耐蚀性比α相差的κ相的耐蚀性，使含有一定浓度以上的Sn的κ相的耐蚀性接近α相的耐蚀性。同时，在κ相中含有Sn时，提高κ相的切削性功能，并提高耐磨损性。为此，κ相中的Sn浓度优选为0.08质量％以上，更优选为0.11质量％以上，进一步优选为0.14质量％以上。
[0218] 另一方面，Sn大多分布于γ相，但即使在γ相中含有大量的Sn，也主要因γ相的结晶结构为BCC结构的理由，因而γ相的耐蚀性几乎不会提高。不仅如此，若γ相所占的比例多，则分布于κ相的Sn的量减少，因此κ相的耐蚀性提高的程度减小。若γ相的比例减小，则分布于κ相的Sn的量增加。若κ相中分布大量的Sn，则κ相的耐蚀性、切削性能提高，从而能够补偿γ相的切削性的损失量。在κ相中含有规定量以上的Sn的结果，认为κ相自身的切削性功能、切屑的分割性能得到提高。其中，若κ相中的Sn浓度超过0.40质量％，则合金的切削性提高，但κ相的韧性开始受损。若进一步重视韧性，则κ相中的Sn浓度的上限为0.40质量％以下，优选为0.36质量％以下。
[0219] 另一方面，若Sn的含量增加，则从与其他元素、Cu、Si之间的关系等考虑，减少γ相的量会变得困难。为了将γ相所占的比例设为2.0％以下或1.2％以下、进一步设为0.8％以下，需要将合金铸件中的Sn的含量设为0.28质量％以下，优选将Sn的含量设为0.27质量％以下。
[0220] 与Sn相同地，若P大多分布于κ相，则耐蚀性提高并且有助于提高κ相的切削性。其中，当含有过量的P时，P耗费在形成Si的金属间化合物中而使特性变差。或者过量的P的固熔使冲击特性或延展性受损。κ相中的P浓度的下限值优选为0.07质量％以上，更优选为0.08质量％以上。κ相中的P浓度的上限优选为0.22质量％以下，更优选为0.20质量％以下，进一步优选为0.16质量％以下。
[0221] <特性>
[0222] (常温强度及高温强度)
[0223] 作为包括饮用水的阀、器具、汽车在内的各种领域中所需的强度，适用于压力容器的裂断应力(breakingstress)的抗拉强度视为重要。并且，例如在靠近汽车的发动机室的环境下使用的阀或高温/高压阀，在最高150℃的温度环境下使用。关于高温强度，在负载有相当于室温的0.2％屈服强度的应力的状态下，于150℃下保持100小时后的蠕变应变优选为0.4％以下。该蠕变应变更优选为0.3％以下，进一步优选为0.2％以下。该情况下，即使如高温高压阀、靠近汽车的发动机室的阀材料等那样曝露于高温下，也不易变形，可得到高温强度优异的铜合金铸件。
[0224] 顺便提及，在含有60质量％的Cu、3质量％的Pb且剩余部分包括Zn及不可避免的杂质的且含Pb的易切削黄铜的情况下，在负载有相当于室温的0.2％屈服强度的应力的状态下于150℃下曝露100小时之后的蠕变应变约为4～5％。因此，本实施方式的合金铸件的高温蠕变强度(耐热性)与现有的含Pb的易切削黄铜相比较高水准。
[0225] (耐冲击性)
[0226] 通常，铸件例如与经过热挤压棒等热加工的材料相比，存在成分偏析，结晶粒径也粗大，且多少含有一些微观性缺陷。因此，铸件被称为“脆”、“脆弱”，期望作为强韧性的尺度的冲击值高。此外，从微观缺陷等铸件特有的问题点考虑，需要设定较高安全系数。另一方面，在切削中，切屑的分割性优异的材料被认为需要某种脆性。冲击特性与切削性或强度在某些方面为矛盾的特性。
[0227] 当使用于阀、接头等饮用水器具、汽车组件、机械组件、工业用配管等各种部件时，铸件不仅需要耐蚀性、耐磨损性优异或者为高强度，而且需要为耐冲击的强韧的材料。如所述的铸件的情况下，若考虑可靠性，则期望比热加工材料更高水准的冲击特性。具体而言，在用U形凹口试验片进行夏比冲击试验时，夏比冲击试验值优选为23J/cm2以上，更优选为27J/cm2以上，进一步优选为30J/cm2以上。另一方面，直径约为20mm以下的被热挤压-拉伸的细棒的直线度被高精密加工，但与该被热挤压-拉伸的细棒相比，铸件不需要最先进的切削性。即使考虑到用途，夏比冲击试验值也不需要超过60J/cm2。若夏比冲击试验值超过60J/cm2，则所谓的材料的粘性增加，因此切削阻力增大，切屑变得容易连接等切削性变差。当重视切削性时，U形凹口试验片的夏比冲击试验值优选为小于60J/cm2，更优选为小于55J/cm2，进一步优选为小于50J/cm2。
[0228] 冲击特性与金属组织有密切的关系，γ相使冲击特性变差。并且，若μ相存在于α相的晶界、α相、κ相、γ相的相界，则晶界及相界变脆而冲击特性变差。
[0229] 研究结果得知，若在晶界、相界存在长边的长度超过25μm的μ相，则冲击特性尤其变差。因此，所存在的μ相的长边的长度为25μm以下，优选为15μm以下，更优选为5μm以下，最佳为2μm以下。并且，同时与α相或κ相相比，存在于晶界的μ相在恶劣环境下容易被腐蚀而产生晶界腐蚀，并且使高温特性变差。
[0230] 另外，在μ相的情况下，若其占有比例减小，且μ相的长度较短，宽度变窄，则在500倍或1000倍左右倍率的金属显微镜中变得难以确认。当μ相的长度为5μm以下时，若用倍率为2000倍或5000倍的电子显微镜进行观察，则有时能够在晶界、相界观察μ相。
[0231] (耐磨损性)
[0232] 耐磨损性在金属彼此接触时是必需的，在铜合金的情况下，作为其代表，可举出轴承的用途。作为耐磨损性良好与否的判断基准，要求铜合金自身的磨损量少。但是，与此同时或更重要的是，不损坏轴即作为配合材料的代表性钢种(原材料)的不锈钢。
[0233] 因此，首先，作为最软相的α相的增强为有效。通过增加存在于α相内的针状κ相以及使许多Sn分布于α相，来增强α相。α相的增强对耐蚀性、耐磨损性、切削性等其他各种特性带来良好的结果。κ相是对耐磨损性重要的相。但是，随着κ相的比例增加，并且随着κ相中所含的Sn的量增加，硬度增加，冲击值下降，脆性变得明显，根据情况可能会损坏配合材料。较软的α相与比α相硬的κ相的比例很重要，若κ相的比例为30％～50％，则在κ相与α相的平衡上为良好。比κ相硬的γ相的量进一步得到限制，还要兼顾κ相的量的平衡，但如果γ相的量为少量，例如为1.2％以下的量，则不损坏配合材料而减少自身的磨损量。
[0234] <制造工序>
[0235] 接着，对本第1、2实施方式所涉及的易切削性铜合金铸件的制造方法进行说明。
[0236] 本实施方式的合金铸件的金属组织不仅根据组成发生变化，而且根据制造工序也发生变化。受到熔解而且浇铸后的冷却过程中的平均冷却速度的影响。或者当铸件暂且冷却至低于380℃或常温，接着在适当的温度条件下实施热处理时，受到该热处理后的冷却过程中的冷却速度的影响。进行深入研究的结果得知，在浇铸后的冷却过程或对铸件进行热处理后的冷却过程中，各种特性较大影响575℃至510℃的温度区域尤其570℃至530℃的温度区域中的冷却速度，及470℃至380℃的温度区域中的冷却速度。
[0237] (熔解铸造)
[0238] 熔解在比本实施方式的合金的熔点(液相线温度)高约100℃～约300℃的温度即约950℃～约1200℃下进行。浇铸(铸造)根据铸件、横流道的形状或铸模的种类等而不同，在比熔点高约50℃～约200℃的温度即约900℃～约1100℃下进行。熔液(熔融金属)浇铸于作为规定的铸模的砂模、金属模、熔模(lostwax)中，并通过气冷、缓冷、水冷等几种冷却方式来进行冷却。而且，凝固后，构成相发生各种变化。
[0239] (浇铸(铸造))
[0240] 浇铸后的冷却速度根据所浇铸的铜合金的重量、砂模、金属模等的量或材质而多种多样。例如，通常，现有铜合金铸件铸造成由铜合金或铁合金制作的金属模时，考虑凝固后的生产性，在浇铸后在约700℃或约600℃以下的温度下从模具中取出铸件并进行气冷。取决于铸件的大小，以约10℃～约60℃/分钟左右的冷却速度冷却至100℃以下或冷却至常温。另一方面，砂的种类多种多样，但浇铸于砂模的铜合金取决于铸件的大小或砂模的材质、大小，以0.2℃～5℃/分钟左右的冷却速度在铸模内进行冷却，从而冷却至约250℃以下。接着从砂模中取出铸件并进行气冷。250℃以下的温度应对于处理及在铜合金中含有数个％水平的Pb或Bi完全凝固的温度。无论是铸模内的冷却还是气冷，两者的例如在550℃附近的冷却速度均为400℃的时点的冷却速度的约1.3倍至约2倍，并被快速冷却。
[0241] 在本实施方式的铜合金铸件中，在浇铸后、凝固后的状态下，例如在800℃的高温状态下，金属组织富含β相。在之后的冷却中生成并形成γ相、κ相等各种相。当然，若冷却速度快，则β相或γ相残留。
[0242] 而且，在冷却时，将575℃至510℃的温度区域，尤其将570℃至530℃的温度区域以0.1℃/分钟以上且2.5℃/分钟以下的平均冷却速度进行冷却。由此，能够完全消除β相，并大幅减少γ相。而且，将470℃至380℃中的温度区域以至少超过2.5℃/分钟且小于500℃/分钟，优选为4℃/分钟以上，更优选为8℃/分钟以上的平均冷却速度进行冷却。由此，防止μ相的增加。因此，通过以510℃至470℃为界而与自然规律相反地控制冷却速度，能够使其成为更期望的金属组织。
[0243] 虽然并非铸件，但含有1～4质量％的Pb的黄铜合金占铜合金挤出材料的绝大部分。在该含有1～4质量％的Pb的黄铜合金的情况下，除了挤出直径大的、例如直径约超过38mm的以外，通常在热挤压后，挤出材料卷绕成线圈。挤出的铸锭(小坯)被挤出装置夺去热量从而温度降低。挤出材料通过与卷绕装置接触而被夺去热量，从而温度进一步降低。从最初挤出的铸锭温度，或从挤出材料的温度，以比较快的平均冷却速度发生约50℃～100℃的温度下降。之后，卷绕的线圈通过保温效果，虽然也取决于线圈的重量等，但以约2℃/分钟左右的比较慢的平均冷却速度将470℃至380℃的温度区域进行冷却。当材料温度达到约
300℃时，其之后的平均冷却速度进一步变慢，因此有时会考虑到处理而进行水冷。在含有Pb的黄铜合金的情况下，以约600～800℃进行热挤压，但刚挤出后的金属组织中存在大量的富有热加工性的β相。若平均冷却速度快，则冷却后的金属组织中残留大量的β相，从而耐蚀性、延展性、冲击特性、高温特性变差。为了避免这种情况，利用挤出线圈的保温效果等并以比较慢的平均冷却速度进行冷却，由此使β相变为α相，从而成为富含α相的金属组织。如所述，刚挤出后，挤出材料的平均冷却速度比较快，因此通过减缓之后的冷却而成为富含α相的金属组织。另外，专利文献1中虽然没有关于平均冷却速度的记载，但揭示了以减少β相并使β相孤立的目的进行缓冷，直至挤出材料的温度成为180℃以下。以与本实施方式的合金的制造方法完全不同的冷却速度进行冷却。
300℃时，其之后的平均冷却速度进一步变慢，因此有时会考虑到处理而进行水冷。在含有Pb的黄铜合金的情况下，以约600～800℃进行热挤压，但刚挤出后的金属组织中存在大量的富有热加工性的β相。若平均冷却速度快，则冷却后的金属组织中残留大量的β相，从而耐蚀性、延展性、冲击特性、高温特性变差。为了避免这种情况，利用挤出线圈的保温效果等并以比较慢的平均冷却速度进行冷却，由此使β相变为α相，从而成为富含α相的金属组织。如所述，刚挤出后，挤出材料的平均冷却速度比较快，因此通过减缓之后的冷却而成为富含α相的金属组织。另外，专利文献1中虽然没有关于平均冷却速度的记载，但揭示了以减少β相并使β相孤立的目的进行缓冷，直至挤出材料的温度成为180℃以下。以与本实施方式的合金的制造方法完全不同的冷却速度进行冷却。
[0244] (热处理)
[0245] 通常，并不对铜合金铸件进行热处理。在极少情况下，为了去除铸件的残余应力，有时会进行250℃～400℃的低温退火。为了制成本实施方式作为目标的具有各种特性的铸件，即作为用于成为期望的金属组织的一种方法，有热处理。浇铸后，将铸件冷却至低于380℃，包括常温。接着使用分次式熔炉或连续炉以规定的温度对铸件进行热处理。
[0246] 虽然并非铸件，但在含有Pb的黄铜合金的热加工材料中，根据需要而实施热处理。在专利文献1的含有Bi的黄铜合金的情况下，在350～550℃、1～8小时的条件下进行热处理。
[0247] 当利用本实施方式的合金铸件，例如使用分次式退火炉进行热处理的情况下，若在510℃以上且575℃以下保持20分钟以上且8小时以下，则耐蚀性、冲击特性、高温特性提高。若在材料的温度超过620℃而进行热处理，则反而形成许多γ相或β相，并使α相变得粗大。作为热处理条件，575℃以下的热处理为佳，优选570℃以下的热处理。在低于510℃的温度的热处理中，γ相的减少略有停止，并出现μ相。因此，优选在510℃以上实施热处理，更优选在530℃以上实施热处理。热处理的时间需要在510℃以上且575℃以下的温度下至少保持20分钟以上。保持时间有助于γ相的减少，因此优选为30分钟以上，更优选为50分钟以上，最佳为80分钟以上。从经济性考虑，上限为480分钟以下，优选为240分钟以下。另外，热处理温度优选为530℃以上且570℃以下。与530℃以上且570℃以下的热处理相比，在510℃以上且低于530℃的热处理的情况下，为了减少γ相，需要2倍或3倍以上的热处理时间。
[0248] 顺便提及，若将510℃以上且575℃以下的温度范围的热处理时间设为t(分钟)、将热处理温度设为T(℃)，则以下的热处理指数f7优选为800以上，更优选为1200以上。
[0249] 热处理指数f7＝(T-500)×t
[0250] 其中，T为540℃以上时设为540。
[0251] 作为另一个热处理方法，可举出铸件在热源内移动的连续热处理炉。当使用该连续热处理炉来进行热处理时，若超过620℃，则为如所述的问题。暂且将材料的温度提升至550℃以上且620℃以下，接着将510℃以上且575℃以下的温度区域以0.1℃/分钟以上且
2.5℃/分钟以下的平均冷却速度进行冷却。该冷却条件为相当于在510℃以上且575℃以下的温度区域保持20分钟以上的条件。简单计算时，成为以510℃以上且575℃以下的温度加热26分钟的情况。通过该热处理条件，能够改善金属组织。510℃以上且575℃以下的温度区域下的平均冷却速度优选为2℃/分钟以下，更优选为1.5℃/分钟以下，进一步优选为1℃/分钟以下。考虑到经济性，平均冷却速度的下限设为0.1℃/分钟以上。
2.5℃/分钟以下的平均冷却速度进行冷却。该冷却条件为相当于在510℃以上且575℃以下的温度区域保持20分钟以上的条件。简单计算时，成为以510℃以上且575℃以下的温度加热26分钟的情况。通过该热处理条件，能够改善金属组织。510℃以上且575℃以下的温度区域下的平均冷却速度优选为2℃/分钟以下，更优选为1.5℃/分钟以下，进一步优选为1℃/分钟以下。考虑到经济性，平均冷却速度的下限设为0.1℃/分钟以上。
[0252] 当然，并不局限于575℃以上的设定温度，例如当最高到达温度为540℃时，也可以在540℃至510℃的温度上至少通过20分钟以上，优选在(T-500)×t的值(热处理指数f7)成为800以上的条件下通过。若在550℃以上提高到略高的温度，则能够确保生产性，并能够得到期望的金属组织。
[0253] 热处理结束后的冷却速度也重要。铸件最终被冷却至常温，但需要将470℃至380℃的温度区域以至少超过2.5℃/分钟且小于500℃/分钟的平均冷却速度进行冷却。该470℃至380℃中的平均冷却速度优选为4℃/分钟以上，更优选为8℃/分钟以上。由此，防止μ相的增加。即，需要以500℃附近为界而加快平均冷却速度。通常，从热处理炉中进行的冷却中，温度更低的一方的平均冷却速度变慢。
[0254] 控制浇铸后的冷却速度和热处理的优点不仅提高耐蚀性，而且提高高温特性、冲击特性及耐磨损性。金属组织中，最硬的γ相减少时，具有适度延展性的κ相增加，针状κ相存在于α相内，并且α相增强。
[0255] 通过采用这种制造工序，本实施方式的合金不仅耐蚀性优异，而且不损害切削性而制成冲击特性、耐磨损性、延展性及强度优异的合金。
[0256] 另外，当进行热处理时，浇铸后的冷却速度可以并非为上述条件。
[0257] 关于本实施方式的合金铸件的金属组织，在制造工序中重要的是，在浇铸后或热处理后的冷却过程中470℃至380℃的温度区域中的平均冷却速度。当平均冷却速度低于2.5℃/分钟，则μ相所占的比例增大。μ相主要以晶界、相界为中心而形成。在恶劣环境下，μ相比α相、κ相的耐蚀性差，因此成为μ相的选择腐蚀或晶界腐蚀的原因。并且，与γ相相同地，μ相成为应力集中源或成为晶界滑移的原因，降低冲击特性或高温蠕变强度。470℃至
380℃的温度区域中的平均冷却速度超过2.5℃/分钟，优选为4℃/分钟以上，更优选为8℃/分钟以上，进一步优选为12℃/分钟以上。若平均冷却速度快，则铸件上产生残余应力，因此上限需要设为小于500℃/分钟，更优选为300℃/分钟以下。
380℃的温度区域中的平均冷却速度超过2.5℃/分钟，优选为4℃/分钟以上，更优选为8℃/分钟以上，进一步优选为12℃/分钟以上。若平均冷却速度快，则铸件上产生残余应力，因此上限需要设为小于500℃/分钟，更优选为300℃/分钟以下。
[0258] 若用2000倍或5000倍的电子显微镜观察金属组织，则是否存在μ相的边界的平均冷却速度在470℃至380℃的温度区域中约为8℃/分钟。尤其，较大影响各种特性的临界的平均冷却速度在470℃至380℃的温度区域中为2.5℃/分钟或4℃/分钟，进一步为5℃/分钟。当然，μ相的出现也取决于金属组织，α相越多，越优先出现于α相的晶界。若470℃至380℃的温度区域中的平均冷却速度慢于8℃/分钟，则析出于晶界的μ相的长边的长度约超过1μm，随着平均冷却速度变慢而进一步生长。而且，若平均冷却速度约成为5℃/分钟，则μ相的长边的长度从约3μm生长至约10μm。若平均冷却速度约成为2.5℃/分钟以下，则μ相的长边的长度超过15μm，根据情况超过25μm。若μ相的长边的长度约达到10μm，则在1000倍的金属显微镜中能够区分μ相与晶界，从而能够进行观察。
[0259] 目前，含有Pb的黄铜合金占铜合金的挤出材料的绝大部分，在该含有Pb的黄铜合金的情况下，如专利文献1所述，以350～550℃的温度根据需要而进行热处理。下限的350℃是进行再结晶且材料大致软化的温度。上限的550℃中，再结晶结束，根据提高温度而存在能量上的问题。并且，若以550℃以上的温度进行热处理，则β相明显增加。因此，考虑以350～550℃的温度进行热处理。一般的制造设备中，使用分次式熔炉或连续炉来进行，并以规定的温度保持1～8小时。在分次式熔炉的情况下，进行炉冷，或在材料温度约降低至250℃之后进行气冷。在连续炉的情况下，在材料温度降低至约250℃之前，以比较慢的速度进行冷却。具体而言，除了所保持的规定的温度以外，将470℃至380℃的温度区域以约2℃/分钟程度的平均冷却速度进行冷却。以与本实施方式的合金的制造方法不同的冷却速度进行冷却。
[0260] (低温退火)
[0261] 在本实施方式的合金铸件中，只要浇铸后、热处理后的冷却速度适当，则不需要以去除残余应力为目的的低温退火。
[0262] 通过这种制造方法来制造第1、2实施方式所涉及的易切削性铜合金铸件。
[0263] 根据设为如上构成的第1、第2实施方式所涉及的易切削性合金铸件，如上述那样规定了合金组成、组成关系式、金属组织、组织关系式及制造工序，因此在恶劣环境下的耐蚀性、冲击特性、高温强度及耐磨损性优异。并且，即使Pb的含量少，也能够得到优异的切削性。
[0264] 以上，对本发明的实施方式进行了说明，但本发明并不限定于此，在不脱离其发明的技术要求的范围内可适当进行变更。
[0265] 实施例
[0266] 以下示出为了确认本发明的效果而进行的确认实验的结果。另外，以下的实施例用于说明本发明的效果，实施例中所记载的构成、工序、条件并非限定本发明的技术范围。
[0267] (实施例1)
[0268] <实际操作实验>
[0269] 利用在实际操作中使用的熔炉或保温炉实施了铜合金的原型试验。表2中示出合金组成。另外，由于使用了实际操作设备，因此在表2所示的合金中也对杂质进行了测定。Sb、As、Bi的量即使在有意添加的情况下也记载于杂质一栏中。
[0270] (工序No.A1～A10、AH1～AH8)
[0271] 从进行实际操作的熔炉中取出熔融金属，浇铸于内径 长度250mm的铁制造的铸模中，从而制作出铸件。之后，关于铸件，将575℃～510℃的温度区域以20℃/分钟的平均冷却速度进行冷却，接着将470℃至380℃的温度区域以15℃/分钟的平均冷却速度进行冷却，接着，将低于380℃且至100℃为止的温度区域以约12℃/分钟的平均冷却速度进行冷却。关于工序No.A10，在300℃下从铸模中取出铸件并进行了气冷(到100℃为止的平均冷却速度约为35℃/分钟)。
[0272] 在工序No.A1～A6、AH2～AH5中，用实验室的电炉进行了热处理。如表5所示，热处理条件中，将热处理温度从500℃改变至630℃，保持时间也从30分钟改变至180分钟。
[0273] 在工序No.A7～A10、AH6～AH8中，使用连续退火炉，在560～590℃的温度下进行了短时间加热。接着，改变575℃至510℃的温度区域下的平均冷却速度或470℃至380℃的温度区域下的平均冷却速度并进行冷却。另外，连续退火炉中，并非以规定的温度进行长时间保持，因此将以规定的温度±5℃(规定的温度-5℃～规定的温度+5℃的范围)保持的时间作为保持时间。在分次式熔炉中也进行了相同的处理。
[0274] (工序No.B1～B4、BH1、BH2)
[0275] 将熔融金属浇铸于铁制造的铸模中，接着，立即将铸件及铸模放入电炉中。控制电炉内的温度并改变575℃～510℃的温度区域中的平均冷却速度及470℃～380℃的温度区域中的平均冷却速度来实施了冷却。
[0276] <实验室实验>
[0277] 使用实验室设备实施了铜合金的原型试验。表3、4中示出合金组成。另外，表2所示的组成的铜合金也用于实验室实验中。并且，即使在与实际操作实验相同的条件下，也使用实验室设备来实施了原型试验。该情况下，表中的工序No.一栏中记载有该实际操作实验的工序号。
[0278] (工序No.C1～C4、CH1～CH3：连续铸造棒)
[0279] 使用连续铸造设备，对规定的成分的原料进行熔解并制作出直径40mm的连续铸造棒。关于连续铸造棒，在凝固后，将575℃至510℃的温度区域以18℃/分钟的平均冷却速度进行冷却，接着将470℃至380℃的温度区域以14℃/分钟的平均冷却速度进行冷却，接着，将低于380℃且至100℃为止的温度区域以约12℃/分钟的平均冷却速度进行了冷却。工序No.CH1在该冷却工序中结束，工序No.CH1的试样是指该冷却后的铸件。
[0280] 在工序No.C1～C3、CH2中，使用实验室的电炉进行了热处理。如表7所示，在热处理温度为540℃、保持时间为100分钟的条件下进行了热处理。接着，将575℃～510℃的温度区域以15℃/分钟的平均冷却速度进行冷却，将470℃～380℃的温度区域以1.8℃/分钟～10℃/分钟的平均冷却速度进行冷却。
[0281] 在工序No.C4、CH3中，使用连续炉进行了热处理。在最高到达温度为570℃下进行了短时间加热。接着，将575℃～510℃的温度区域以1.5℃/分钟的平均冷却速度进行冷却，将470℃～380℃的温度区域以1.5℃/分钟或者10℃/分钟的平均冷却速度进行了冷却。
[0282] [表2]
[0283]
[0284] [表3]
[0285]
[0286] [表4]
[0287]
[0288]
[0289] [表6]
[0290]
[0291]
[0292] [表8]
[0293]
[0294] 关于上述试验材料，通过以下步骤，对金属组织观察、耐蚀性(脱锌腐蚀试验/浸渍试验)、切削性进行了评价。
[0295] (金属组织的观察)
[0296] 通过以下方法观察了金属组织，并通过图像解析测定了α相、κ相、β相、γ相、μ相的面积比(％)。另外，α’相、β’相、γ’相设为分别包含于α相、β相、γ相中。
[0297] 与各试验材料铸件的长边方向平行地进行了切断。接着，对表面进行镜面抛光(mirrorfacepolishing)，并用过氧化氢与氨水的混合液进行了蚀刻。蚀刻时使用了将3vol％的过氧化氢水3mL与14vol％的氨水22mL进行混合而得的水溶液。在约15℃～约25℃的室温下，将金属的抛光面浸渍于该水溶液中约2秒～约5秒。
[0298] 使用金属显微镜，主要以500倍的倍率观察了金属组织，并且根据金属组织的状况而以1000倍观察了金属组织。在5个视场的显微镜照片中，使用图像处理软件“PhotoshopCC”手动对各相(α相、κ相、β相、γ相、μ相)进行了涂色。接着，通过图像处理软件“WinROOF2013”进行二值化，从而求出了各相的面积比。详细而言，关于各相，求出5个视场的面积比的平均值，并将平均值设为各相的相比率。而且，将所有构成相的面积比的总计设为100％。
[0299] 通过以下方法测定了γ相、μ相的长边的长度。使用500倍或1000倍的金属显微镜照片，在1个视场中测定了γ相的长边的最大长度。在任意的5个视场中进行该操作，计算所得的γ相的长边最大长度的平均值，并设为γ相的长边的长度。相同地，根据μ相的大小，使用500倍或1000倍的金属显微镜照片，或使用2000倍或5000倍的二次电子像照片(电子显微镜照片)，在1个视场中测定了μ相的长边的最大长度。在任意的5个视场中进行该操作，计算所得的μ相的长边最大长度的平均值，并设为μ相的长边的长度。
[0300] 具体而言，使用打印成约70mm×约90mm尺寸的照片进行了评价。在500倍倍率的情况下，观察视场的尺寸为276μm×220μm。
[0301] 当相的识别困难时，通过FE-SEM-EBSP(电子背散射稍微图像(Electron Back Scattering Diffracton Pattern))法，以500倍或2000倍的倍率对相进行了指定。
[0302] 并且，在改变平均冷却速度的实施例中，为了确认主要在晶界析出的μ相的有无，使用JEOLLtd.制造的JSM-7000F，在加速电压15kV、电流值(设定值15)的条件下拍摄二次电子像，并以2000倍或5000倍的倍率确认了金属组织。当能够用2000倍或5000倍的二次电子像确认μ相，但不能用500倍或1000倍的金属显微镜照片确认μ相时，未计算面积比。即，被2000倍或5000倍的二次电子像观察到但未能在500倍或1000倍的金属显微镜照片中确认的μ相并未包含在μ相的面积比中。这是因为，无法用金属显微镜确认的μ相主要是长边的长度约为5μm以下、宽度约为0.3μm以下，因此对面积比的影响小。
[0303] μ相的长度在任意5个视场中进行测定，如所述那样将5个视场的最长长度的平均值设为μ相的长边的长度。μ相的组成确认通过附属的EDS进行。另外，当未能以500倍或1000倍确认μ相，但以更高的倍率测定出μ相的长边的长度时，在表中的测定结果中μ相的面积比虽然为0％，但仍记载有μ相的长边的长度。
[0304] (μ相的观察)
[0305] 关于μ相，若在浇铸后或热处理后，将470℃至380℃的温度区域以约8℃/分钟或约8℃/分钟以下的平均冷却速度进行冷却，则能够确认μ相的存在。图1表示试验No.T04(合金No.S01/工序No.A3)的二次电子像的一例。确认到μ相是以α相的晶界，及以α相与κ相的相界为中心，沿着晶界或相界的细长的相。
[0306] (存在于α相中的针状κ相)
[0307] 存在于α相中的针状κ相(κ1相)是宽度为约0.05μm至约0.5μm，且为细长的直线状、针状形态。如果宽度为0.1μm以上，即使用金属显微镜也能够确认其存在。
[0308] 图2表示试验No.T32(合金No.S02/工序No.A1)的金属显微镜照片作为代表性金属显微镜照片。图3表示试验No.T32(合金No.S02/工序No.A1)的电子显微镜照片作为存在于α相内的针状κ相的代表性电子显微镜照片。另外，图2、3的观察位置并不相同。铜合金中，可能与存在于α相的双晶混淆，但就存在于α相中的κ相而言，κ相自身的宽度窄，双晶是两个为1组，因此可以区分它们。在图2的金属显微镜照片中，可以在α相内观察到细长直线的针状图案的相。在图3的二次电子像(电子显微镜照片)中，明确地确认到存在于α相内的图案为κ相。κ相的厚度约为0.1μm。图2的金属显微镜照片中，κ相如所述那样与针状、直线状的相一致。另外，κ相的长度中，既存在横切α相粒内的长度，也存在将α相粒内横切1/2～1/4左右的长度。
[0309] 用金属显微镜判断了α相中的针状κ相的量(数)。在金属构成相的判定(金属组织的观察)中使用了所拍摄的500倍或1000倍倍率下的5个视场的显微镜照片。在纵长为约70mm、横长为约90mm的放大视场中测定针状κ相的数量，并求出了5个视场的平均值。当针状κ相的数量在5个视场中的平均值为5以上且小于49时，判断为具有针状的κ相，并记为“△”。
当针状的κ相的数量在5个视场中的平均值超过50时，判断为具有许多针状的κ相，并记为“○”。当针状κ相的数量在5个视场中的平均值为4以下时，判断为几乎不具有针状κ相，并记为“×”。无法用照片确认的针状κ1相的数量并未包含在内。
当针状的κ相的数量在5个视场中的平均值超过50时，判断为具有许多针状的κ相，并记为“○”。当针状κ相的数量在5个视场中的平均值为4以下时，判断为几乎不具有针状κ相，并记为“×”。无法用照片确认的针状κ1相的数量并未包含在内。
[0310] 顺便提及，在宽度为0.2μm的相的情况下，500倍的金属显微镜中只能观察到宽度为0.1mm的线。大致为500倍的金属显微镜中的观察极限，当存在宽度薄的κ相时，必须用1000倍的金属显微镜确认并观察κ相。
[0311] (κ相中所含的Sn量、P量)
[0312] 使用X射线微分析器测定了κ相中所含的Sn量、P量。测定时使用JEOL Ltd.制造的“JXA-8200”，在加速电压20kV、电流值3.0×10-8A的条件下进行。
[0313] 另外，关于试验No.T01(合金No.S01/工序No.AH1)、试验No.T02(合金No.S01/工序No.A1)、试验No.T06(合金No.S01/工序No.AH2)，使用X射线微分析器对各相的Sn、Cu、Si、P的浓度进行了定量分析。将所得的结果示于表9至表11。
[0314] [表9]
[0315] 试验No.T01(合金No.S01：76.5Cu-3.19Si-0.16Sn-0.08P/工序No.AH1)(质量％)[0316] Cu Si Sn P Zn
α相 76.5 2.6 0.09 0.06 剩余部分
κ相 77.5 3.9 0.13 0.11 剩余部分
γ相 73.5 5.9 1.4 0.16 剩余部分
μ相 - - - - -
α相 76.5 2.6 0.09 0.06 剩余部分
κ相 77.5 3.9 0.13 0.11 剩余部分
γ相 73.5 5.9 1.4 0.16 剩余部分
μ相 - - - - -
[0317] [表10]
[0318] 试验No.T02(合金No.S01：76.5Cu-3.19Si-0.16Sn-0.08P/工序No.A1)(质量％)[0319] Cu Si Sn P Zn
α相 76.5 2.6 0.13 0.06 剩余部分
κ相 77.0 4.1 0.19 0.11 剩余部分
γ相 74.5 6.2 1.5 0.16 剩余部分
μ相 - - - - -
α相 76.5 2.6 0.13 0.06 剩余部分
κ相 77.0 4.1 0.19 0.11 剩余部分
γ相 74.5 6.2 1.5 0.16 剩余部分
μ相 - - - - -
[0320] [表11]
[0321] 试验No.T06(合金No.S01：76.5Cu-3.19Si-0.16Sn-0.08P/工序No.AH2)(质量％)[0322] Cu Si Sn P Zn
α相 76.5 2.6 0.13 0.06 剩余部分
κ相 77.0 4.0 0.19 0.11 剩余部分
γ相 75.0 6.1 1.4 0.16 剩余部分
μ相 82.0 7.7 0.26 0.23 剩余部分
α相 76.5 2.6 0.13 0.06 剩余部分
κ相 77.0 4.0 0.19 0.11 剩余部分
γ相 75.0 6.1 1.4 0.16 剩余部分
μ相 82.0 7.7 0.26 0.23 剩余部分
[0323] 由上述测定结果得到如下见解。
[0324] 1)通过合金组成而分布于各相的浓度略有不同。
[0325] 2)Sn在κ相中的分布为Sn在α相中的分布的约1.4～1.5倍。
[0326] 3)γ相的Sn浓度为α相的Sn浓度的约10～约17倍。
[0327] 4)与α相的Si浓度相比，κ相、γ相、μ相的Si浓度分别约为1.5倍、约2.2倍、约2.7倍。
[0328] 5)μ相的Cu浓度高于α相、κ相、γ相、μ相。
[0329] 6)若γ相的比例增加，则κ相的Sn浓度必然减少。
[0330] 当为相同组成且γ相的面积比高时，分布于κ相、α相的Sn的量仅超过γ相的面积比低的情况的约2/3，κ相的Sn浓度低于合金的Sn含量。并且，若对γ相的面积比高的情况和γ相的面积比低的情况进行比较，α相的Sn浓度为0.09质量％和0.13质量％，其差为0.04质量％，而κ相的Sn浓度为0.13质量％和0.19质量％，其差为0.06质量％，κ相的Sn的增加量超过了α相的Sn的增加量。
[0331] 7)P在κ相中的分布为α相的约2倍。
[0332] 8)γ相的P浓度为α相的P浓度的约3倍，μ相的P浓度为α相的P浓度的约4倍。
[0333] (机械特性)
[0334] (高温蠕变)
[0335] 根据各试验片制作出JIS Z 2271的直径10mm的带法兰的试验片。在将相当于室温的0.2％屈服强度的荷载施加于试验片的状态下，在150℃下保持100小时，并测定了之后的蠕变应变。以常温下的标点间的伸长率施加相当于0.2％的塑性变形的荷载，如果在施加了该荷载的状态下将试验片于150℃下保持100小时之后的蠕变应变为0.4％以下，则为良好。如果该蠕变应变为0.3％以下，则为铜合金中的最高水准，例如，能够在高温下使用的阀、靠近发动机室的汽车组件中，用作可靠性高的材料。
[0336] (冲击特性)
[0337] 在冲击试验中，从各试验片中选取了按照JIS Z 2242的U形凹口试验片(凹口深度2mm、凹口底部半径1mm)。用半径2mm的冲击刃进行夏比冲击试验，并测定了冲击值。
[0338] 另外，用V凹口试验片和U形凹口试验片进行时的关系大致如下。
[0339] (V凹口冲击值)＝0.8×(U形凹口冲击值)-3
[0340] (切削性)
[0341] 关于切削性的评价，如下对使用了车床的切削试验进行了评价。
[0342] 对直径40mm的铸件预先实施切削加工而制作出直径30mm的试验材料。将尖头直锋刀具(point nose straight tool)，尤其将不带断屑槽的碳化钨刀具安装在车床上。使用该车床，在干式条件下，并在前刀角-6度、刀尖半径0.4mm、切削速度130m/分钟、切削深度1.0mm、进给速度0.11mm/rev的条件下，在试验材料的圆周上进行了切割。
[0343] 从由安装于工具的3个部分构成的测力计(三保电机制作所制造，AST式工具测力计AST-TL1003)发出的信号转换为电气电压信号(electrical voltage signal)，并记录在记录器中。接着，这些信号被转换为切削阻力(N)。因此，通过测定切削阻力尤其是在切削时显示最高值的主分力，对铸件的切削性进行了评价。
[0344] 同时选取切屑，并根据切屑形状对切削性进行了评价。在实际使用的切割中成为最大问题的是，切屑缠上工具或切屑的体积大。因此，将只产生切屑形状为1卷以下的切屑的情况评价为“○”(good(良好))。将产生了切屑形状超过1卷且3卷为止的切屑的情况评价为“△”(fair(尚可))。将产生了切屑形状超过3卷的切屑的情况评价为“×”(poor(不良))。如此，进行了3个阶段的评价。
[0345] 切削阻力还依赖于材料的强度，例如剪断应力、抗拉强度或0.2％屈服强度，具有强度越高的材料切削阻力越高的倾向。如果与含有1～4％的Pb的易切削黄铜棒的切削阻力相比，切削阻力高出10％左右，则在实际使用上被充分容许。本实施方式中，以130N为界(边界值)来对切削阻力进行了评价。详细而言，若切削阻力小于130N，则评价为切削性优异(评价：○)。当切削阻力为118N以下时，评价为尤其优异。若切削阻力为130N以上且小于150N，则将切削性评价为“尚可(△)”。若切削阻力为150N以上，则将切削性评价为“不良(×)”。顺便提及，对58质量％Cu-42质量％Zn合金实施热铸造来制作试样并进行了评价的结果，切削阻力为185N。
[0346] 作为综合性的切削性的评价，将切屑形状良好(评价：○)且切削阻力低的(评价：○)材料评价为切削性优异(excellent(极好))。当切屑形状和切削阻力中的一方为△或尚可的情况下，附带条件地评价为切削性良好(good)。当切屑形状和切削阻力中的一方为△或尚可，另一方为×或不良的情况下，评价为切削性不良(poor)。
[0347] (脱锌腐蚀试验1、2)
[0348] 以使各试验材料的曝露试样表面与铸件的长边方向垂直的方式，将试验材料植入酚醛树脂材料中。通过至1200号的金钢砂纸对试样表面进行抛光，接着，将其在纯水中进行超声波清洗并用鼓风机进行干燥。之后，将各试样浸渍于所准备的浸渍液中。
[0349] 试验结束后，以使曝露表面与长边方向保持垂直的方式，将试样再次植入到酚醛树脂材料中。接着，以使腐蚀部的截面作为最长的切断部而得到的方式切断试样。接着对试样进行了抛光。
[0350] 使用金属显微镜，以500倍的倍率在显微镜的10个视场(任意的10个视场)中对腐蚀深度进行了观察。关于腐蚀深度深的试样，将倍率设为200倍。最深的腐蚀点被记录为最大脱锌腐蚀深度。
[0351] 在脱锌腐蚀试验1中，作为浸渍液，准备了以下试验液1，并实施了上述操作。在脱锌腐蚀试验2中，作为浸渍液，准备了以下试验液2，并实施了上述操作。
[0352] 试验液1为用于假设投入过量的作为氧化剂的消毒剂且pH低的恶劣的腐蚀环境，进而在该腐蚀环境下进行加速试验的溶液。若使用该溶液，则推测加速试验将为在该恶劣的腐蚀环境下的约60～90倍。由于本实施方式以恶劣环境下的优异的耐蚀性为目的，因此若最大腐蚀深度为80μm以下，则耐蚀性良好。在要求更优异的耐蚀性时，推测最大腐蚀深度优选为60μm以下，进一步优选为40μm以下即可。
[0353] 试验液2为用于假设氯化物离子浓度高、pH低且恶劣的腐蚀环境的水质，进而在该腐蚀环境下进行加速试验的溶液。若使用该溶液，则推测加速试验将为在该恶劣的腐蚀环境下的约30～50倍。若最大腐蚀深度为50μm以下，则耐蚀性良好。在要求优异的耐蚀性时，推测最大腐蚀深度优选为40μm以下，进一步优选为30μm以下即可。本实施例中，基于这些推测值来进行了评价。
[0354] 脱锌腐蚀试验1中，作为试验液1，使用了次氯酸水(浓度30ppm、pH＝6.8、水温40℃)。通过以下方法对试验液1进行了调整。向蒸馏水40L中投入市售的次氯酸钠(NaClO)，并以通过碘滴定法产生的残留氯浓度成为30mg/L的方式进行了调整。残留氯随着时间而分解并减少，因此一边通过伏安法时常测定残留氯浓度，一边通过电磁泵对次氯酸钠的投入量进行了电子控制。为了将pH降低至6.8，一边对二氧化碳进行流量调整一边进行了投入。利用温度控制器对水温进行了调整以使其成为40℃。如此，一边将残留氯浓度、pH、水温保持恒定，一边在试验液1中将试样保持了两个月。接着从水溶液中取出试样，并测定了其脱锌腐蚀深度的最大值(最大脱锌腐蚀深度)。
[0355] 在脱锌腐蚀试验2中，作为试验液2，使用了表12所示的成分的试验水。向蒸馏水中投入市售的药剂而对试验液2进行了调整。假设腐蚀性高的自来水管，并投入了氯化物离子80mg/L、硫酸根离子40mg/L及硝酸根离子30mg/L。碱度及硬度以日本一般的自来水管为基准分别调整为30mg/L、60mg/L。为了将pH降低至6.3，一边对二氧化碳进行流量调整一边进行投入，为了使溶氧浓度饱和，时常投入了氧气。水温与室温相同，在25℃下进行。如此，一边将pH、水温保持恒定并将溶氧浓度设为饱和状态，一边在试验液2中将试样保持了三个月。接着，从水溶液中取出试样，并测定了其脱锌腐蚀深度的最大值(最大脱锌腐蚀深度)。
[0356] [表12]
[0357] (pH以外的项目的单位为mg/L)
[0358]Mg Ca Na K NO3- SO42- Cl 碱度 硬度 pH
10.1 7.3 55 19 30 40 80 30 60 6.3
10.1 7.3 55 19 30 40 80 30 60 6.3
[0359] (脱锌腐蚀试验3：ISO6509脱锌腐蚀试验)
[0360] 本试验作为脱锌腐蚀试验方法而被诸多国家所采用，在JIS标准中也以JIS H 3250规定。
[0361] 与脱锌腐蚀试验1、2相同地将试验材料植入了酚醛树脂材料中。详细而言，以使从试验材料切出的试样的曝露试样表面与铸件材料的长边方向垂直的方式，将试样植入酚醛树脂材料中。通过至1200号的金钢砂纸对试样表面进行抛光，接着，将其在纯水中进行超声波清洗并进行了干燥。将各试样浸渍于1.0％的氯化铜二水和物(CuCl2·2H2O)的水溶液(12.7g/L)中，在75℃的温度条件下保持了24小时。之后，从水溶液中取出试样。
[0362] 以使曝露表面与长边方向保持垂直的方式，将试样再次植入到酚醛树脂材料中。接着，以使腐蚀部的截面作为最长的切断部而得到的方式切断试样。接着对试样进行了抛光。
[0363] 使用金属显微镜，以100倍～500倍的倍率在显微镜的10个视场中对腐蚀深度进行了观察。最深的腐蚀点被记录为最大脱锌腐蚀深度。
[0364] 另外，当进行ISO 6509的试验时，若最大腐蚀深度为200μm以下，则设为在实际使用上对耐蚀性没有问题的水准。尤其在要求优异的耐蚀性时，期望最大腐蚀深度优选为100μm以下，进一步优选为50μm以下。
[0365] 本试验中，将最大腐蚀深度超过200μm的情况评价为“×”(poor)。将最大腐蚀深度超过50μm且200μm以下的情况评价为“△”(fair)。将最大腐蚀深度为50μm以下的情况严格地评价为“○”(good)。本实施方式为了假设恶劣的腐蚀环境而采用了尤其严格的评价，仅将评价为“○”的情况设为耐蚀性良好。
[0366] (磨损试验)
[0367] 通过在润滑条件下的Amsler型磨损试验及在干式条件下的球盘(ball-on-disk)摩擦磨损试验这两种试验，对耐磨损性进行了评价。
[0368] 通过以下方法实施了Amsler型磨损试验。在室温下对各样品进行切削加工而使其直径成为32mm从而制作出上部试验片。并且，准备了沃斯田铁不锈钢(JIS G 4303的SUS304)制的直径42mm的下部试验片(表面硬度HV184)。作为荷载施加490N而使上部试验片和下部试验片接触。油滴和油浴使用了硅油。在施加荷载而使上部试验片和下部试验片接触的状态下，以上部试验片的转速(旋转速度)为188rpm、下部试验片的转速(旋转速度)为
209rpm的条件使上部试验片和下部试验片旋转。利用上部试验片和下部试验片的圆周速度差来将滑动速度设为0.2m/sec。通过上部试验片和下部试验片的直径及转速(旋转速度)不同，使试验片磨损。使上部试验片和下部试验片进行旋转直至下部试验片的旋转次数成为
250000次。
209rpm的条件使上部试验片和下部试验片旋转。利用上部试验片和下部试验片的圆周速度差来将滑动速度设为0.2m/sec。通过上部试验片和下部试验片的直径及转速(旋转速度)不同，使试验片磨损。使上部试验片和下部试验片进行旋转直至下部试验片的旋转次数成为
250000次。
[0369] 试验后，测定上部试验片的重量变化，并通过以下基准对耐磨损性进行了评价。将由磨损产生的上部试验片的重量的减少量为0.25g以下的情况评价为“◎”(excellent)。将上部试验片的重量的减少量超过0.25g且0.5g以下的情况评价为“○”(good)。将上部试验片的重量的减少量超过0.5g且1.0g以下的情况评价为“△”(fair)。将上部试验片的重量的减少量超过1.0g的情况评价为“×”(poor)。通过该四个阶段对耐磨损性进行了评价。另外，在下部试验片中，当存在0.025g以上的磨损减量的情况评价为“×”。
[0370] 顺便提及，同一试验条件下的59Cu-3Pb-38Zn的含有Pb的易切削黄铜的磨损减量(由磨损产生的重量的减少量)为12g。
[0371] 通过以下方法实施了球盘摩擦磨损试验。用粗糙度#2000的砂纸对试验片的表面进行了抛光。在通过以下条件将沃斯田铁不锈钢(JIS G 4303的SUS304)制的直径10mm的钢球推到该试验片上的状态下使其进行滑动。
[0372] (条件)
[0373] 室温、无润滑、荷载：49N、滑动直径：直径10mm、滑动速度：0.1m/sec、滑动距离：120m。
[0374] 试验后，测定试验片的重量变化，并通过以下基准对耐磨损性进行了评价。将由磨损产生的试验片重量的减少量为4mg以下的情况评价为“◎”(excellent)。将试验片重量的减少量超过4mg且8mg以下的情况评价为“○”(good)。将试验片重量的减少量超过8mg且20mg以下的情况评价为“△”(fair)。将试验片重量的减少量超过20mg的情况评价为“×”(poor)。通过该四个阶段对耐磨损性进行了评价。
[0375] 顺便提及，同一试验条件下的59Cu-3Pb-38Zn的含有Pb的易切削黄铜的磨损减量为80mg。
[0376] 另外，铜合金用于轴承用途中，铜合金自身的磨损量少为佳，但更重要的是，不损坏轴即作为配合材料的代表性钢种(材质)的不锈钢。向20％硝酸中滴加少量的过氧化氢溶液(30％)而制作出溶液。在该溶液中将试验后的球(钢球)浸渍约3分钟并去除了表面的粘着物(adhesion)。接着，以30倍的倍率观察钢球的表面并检查了损伤状况。当与表面的损伤状况一同去除粘着物之后，明显存在被指甲勾住的伤痕(截面中5μm深度的伤痕)时，将耐磨损性的判定设为“×”(poor)。
[0377] (熔点测定/铸造性试验)
[0378] 使用了制作试验片时使用的剩余的熔融金属。将热电偶放入熔融金属中，求出液相线温度、固相线温度，并求出凝固温度范围。
[0379] 并且，将1000℃的熔融金属浇铸于铁制的Tatur模具中，并详细检查了在最终凝固部及其附近有无孔、收缩空洞(porous shrinkage cavity)等缺陷(Tatur试验(Tatur Shrinkage Test(Tatur收缩试验))。具体而言，如图4的截面示意图所示，以得到包含最终凝固部的纵截面的方式切断铸件。将试样的截面利用至400号的金钢砂纸进行抛光。接着，通过渗透探伤试验调查了有无微量级缺陷。
[0380] 关于铸造性，如下进行了评价。在截面中，当在最终凝固部及距离其附近的表面3mm以内出现缺陷指示图案，但在最终凝固部及距离其附近的表面超过3mm的部分未出现缺陷时，将铸造性评价为良好“○”(good)。当在最终凝固部及距离其附近的表面6mm以内出现缺陷指示图案，但在最终凝固部及距离其附近的表面超过6mm的部分未产生缺陷时，将铸造性评价为尚可“△”(fair)。当在最终凝固部及距离其附近的表面超过6mm的部分产生缺陷时，将铸造性评价为不良“×”(poor)。
[0381] 最终凝固部通过良好的铸造方法，大部分为冒口部分，但有时会越过铸件本体。在本实施方式的合金铸件的情况下，Tatur试验的结果与凝固温度范围有密切的关系。当凝固温度范围为25℃以下或30℃以下时，铸造性大多被评价为“○”。当凝固温度范围为45℃以上时，铸造性大多被评价为“×”。只要凝固温度范围为40℃以下，则铸造性的评价为“○”或“△”。
[0382] 将评价结果示于表13～表39。试验No.T01～T127为实际操作的实验中的结果。试验No.T201～T245、T301～T345为实验室的实验中的结果。
[0383]
[0384] [表14]
[0385]
[0386] [表15]
[0387]
[0388]
[0389] [表17]
[0390]
[0391] [表18]
[0392]
[0393]
[0394] [表20]
[0395]
[0396] [表21]
[0397]
[0398]
[0399] [表23]
[0400]
[0401] [表24]
[0402]
[0403]
[0404] [表26]
[0405]
[0406] [表27]
[0407]
[0408]
[0409] [表29]
[0410]
[0411] [表30]
[0412]
[0413]
[0414] [表32]
[0415]
[0416] [表33]
[0417]
[0418]
[0419] [表35]
[0420]
[0421] [表36]
[0422]
[0423]
[0424] [表38]
[0425]
[0426] [表39]
[0427]
[0428] 以上实验结果总结如下。
[0429] 1)能够确认通过满足本实施方式的组成，并满足组成关系式f1、f2、金属组织的要件及组织关系式f3、f4、f5、f6，从而通过含有少量的Pb而得到良好的切削性，并可得到具备良好的铸造性、恶劣的环境下的优异的耐蚀性，且带有良好的冲击特性、耐磨损性及高温特性的铸件(合金No.S01～S03，工序No.A1等)。
[0430] 能够确认含有Sb、As进一步提高了恶劣的条件下的耐蚀性(合金No.S11～S13)。
[0431] 能够确认通过含有Bi，切削阻力进一步降低(合金No.S11、S12)。
[0432] 能够确认通过在κ相中含有0.08质量％以上的Sn、0.07质量％以上的P，从而提高耐蚀性、切削性能及耐磨损性(合金No.S01～S06)。
[0433] 能够确认若为本实施方式的范围内的组成，则在α相中存在细长的针状κ相，从而提高切削性、耐蚀性及耐磨损性(合金No.S01～S06)。
[0434] 2)若Cu含量少，则γ相增加，切削性良好，但耐蚀性、冲击特性、高温特性变差。相反，若Cu含量多，则切削性、冲击特性也变差(合金No.S52、S57、S72等)。
[0435] 若Si含量少，则切削性差，若Si含量多，则冲击值低(合金No.S58、S57、S61、S68)。
[0436] 若Sn含量大于0.3质量％，则γ相的面积比将大于2.0％，切削性良好，但耐蚀性、冲击特性、高温特性变差(合金No.S51)。
[0437] 若Sn含量小于0.07质量％，则恶劣的环境下的脱锌腐蚀深度大。若Sn含量小于0.07质量％，则即使在γ相、μ相少的情况下，也存在冷却或热处理没有效果的情况(合金No.S53、S54、S56、S67)。若Sn含量为0.1质量％以上，则特性进一步改善(合金No.S01～S06)。
[0438] 若P含量多，则冲击特性变差。并且，切削阻力略高。另一方面，若P含量少，则恶劣的环境下的脱锌腐蚀深度大(合金No.S62、S18、S53、S55、S56)。
[0439] 能够确认即使含有可通过实际操作进行的程度的不可避免的杂质，也不会较大影响各种特性(合金No.S01～S06)。
[0440] 认为若含有超过不可避免的杂质的较佳浓度的Fe或Cr，则形成Fe与Si的金属间化合物、或Fe与P的金属间化合物，其结果，有效作用的Si浓度减少，耐蚀性变差，与金属间化合物的形成相互作用而切削性变差(合金No.S73、S74)。
[0441] 3)若组成关系式f1的值低，则即使各元素在组成范围内，恶劣的环境下的脱锌腐蚀深度也较大，高温特性也变差(合金No.S69、S70)。
[0442] 若组成关系式f1的值低，则γ相增加，存在即使将浇铸后的平均冷却速度设为适当并且实施热处理，也有β相残留的情况，并且虽然切削性良好，但耐蚀性、冲击特性、高温特性变差。若组成关系式f1的值高，则κ相变得过多，切削性、冲击特性变差(合金No.S69、S66、S52、S57、S72)。
[0443] 若组成关系式f2的值低，则切削性良好，但β相容易残留，耐蚀性、冲击特性、高温特性变差。并且，若组成关系式f2的值高，则由于形成粗大的α相，因此切削阻力高，切屑不易被分割。f2与凝固温度范围、铸造性有关，若f2大，则凝固温度范围变宽，铸造性变差。认为凝固温度范围超过40℃是铸造性变差的主要原因之一。(合金No.S71、S66、S52、S63、S64、S72)。
[0444] 4)在金属组织中，若γ相的比例大于2.0％，则切削性良好，但耐蚀性、冲击特性、高温特性变差(合金No.S01～S03、S69、S65，工序No.AH1等)。即使γ相为2.0％以下，若γ相的长边的长度大于50μm，则耐蚀性、冲击特性、高温特性变差(合金No.S13、S17，工序No.AH1)。若γ相的比例为1.2％以下且γ相的长边的长度为40μm以下，则耐蚀性、冲击特性、高温特性变得良好(合金No.S01等)。
[0445] 若μ相的面积比大于2％，则耐蚀性、冲击特性、高温特性变差。在恶劣的环境下的脱锌腐蚀试验中产生了晶界腐蚀或μ相的选择腐蚀(合金No.S01，工序No.AH3、BH2)。若μ相存在于晶界，则随着μ相的长边的长度变长，即使μ相所占的比例低，冲击特性或高温特性、耐蚀性也变差，若μ相的长边的长度超过25μm，则进一步变差。若μ相的比例为1％以下且μ相的长边的长度为15μm以下，则耐蚀性、冲击特性、高温特性变得良好(合金No.S01，工序No.A1、A4、AH2、AH3)。
[0446] 若κ相的面积比大于65％，则切削性、冲击特性变差。另一方面，若κ相的面积比小于25％，则切削性差。若κ相的比例为30％～56％，则耐蚀性、切削性、冲击特性、耐磨损性变得良好，得到各种特性的平衡优异的铸件(合金No.No.S01、S61、S72、S58)。
[0447] 5)若组织关系式f5＝(γ)+(μ)超过3.0％，或f3＝(α)+(κ)小于96.5％，则耐蚀性、冲击特性、高温特性变差。若组织关系式f5为1.5％以下，f3为98.0，f4为99.5以上，则耐蚀性、冲击特性、高温特性进一步变得良好(合金No.S01～S06、S13)。
[0448] 6)若组织关系式f6＝(κ)+6×(γ)1/2+0.5×(μ)大于66或小于29，则切削性差(合金No.S58、S61、S68、S72)。若f6为32以上且58以下，则切削性进一步提高(合金No.S01、S11等)。即使f6为29以上，若α相内不存在针状κ相，则切削性差、同时，也观察到这些合金的冲击特性超过60J/cm2(合金No.S53、S64)。随着f6超过58、超过66，冲击特性逐渐降低(合金No.S14、S57、S61)。
[0449] 7)若κ相中所含的Sn量小于0.08质量％，则恶劣的环境下的脱锌腐蚀深度较大，产生了κ相的腐蚀。并且，也存在切削阻力也略高，切屑的分割性差(合金No.S53、S54、S56)。若κ相中所含的Sn量为0.11质量％以上，则耐蚀性、切削性变得更好(合金No.S01～S06)。
[0450] 若κ相中所含的P量小于0.07质量％，则恶劣的环境下的脱锌腐蚀深度较大(合金No.S53、S55、S56等)。若κ相中所含的P量为0.08质量％以上，则耐蚀性变得良好(合金No.S01～S06、S13等)。
[0451] 若κ相中所含的Sn量小于0.08％，且κ相中所含的P量小于0.07％，则即使充分满足γ相的面积比，恶劣的环境下的脱锌腐蚀深度也较大(合金No.S53、S67、S56)。
[0452] 当γ相少时，分布于κ相的Sn的量为合金的Sn含量的约1.2倍。由此，κ相的耐蚀性得到提高，认为有助于提高合金的耐蚀性。当γ相多时，例如当包含约10％的γ相时，分布于κ相的Sn的量只有合金的Sn含量的1/2(合金No.S01、S02、S65、S66)。
[0453] 若以合金No.S01为例，结合γ相所占的比例从4.2％下降至0.2％的情况，由于γ相的减少而κ相的Sn浓度从0.13质量％增加至0.18质量％的情况，及α相中存在许多针状κ相的情况，虽然切削阻力增加4N，但确保了良好的切削性，假设了恶劣的环境的腐蚀试验中的腐蚀深度减少约1/4，作为韧性的尺度之一的冲击值成为约1.8倍，由高温蠕变引起的变形减少了约1/4。
[0454] 只要满足全部组成的要件、金属组织的要件，则冲击特性为23J/cm2以上，负载有室温下的0.2％屈服强度并在50℃下保持100小时时的蠕变应变为0.4％以下，大部分为0.3％以下(合金No.S01～S06等)。
[0455] Si量约为2.95％时，α相内开始存在针状κ相，Si量约为3.1％时，针状κ相大幅增加。关系式f2影响针状κ相的存在或量(合金No.S64、S20、S53、S21、S23等)。
[0456] 若针状κ相的量增加，则切削性、高温特性、耐磨损性变得良好。推测为牵涉到α相的增强或切屑分割性(合金No.S01、S12、S13、S16，工序No.A1等)。
[0457] 由此，α相中存在针状κ相，α相、κ相的Sn浓度变高，从而即使γ相成为0.8％以下，也能够具备与包含3～5％的γ相的试验片大致相同的切削性。即，推测为通过针状α相的存在和提高α、κ相中的Sn浓度，补偿了γ相的减少量。
[0458] 腐蚀试验方法3的ISO6509试验中，即使含有规定量以上的γ、μ相，也难以分出优劣，但本实施方式中所采用的腐蚀试验方法1及2通过γ相、μ相的量等而能够明确地分出优劣(合金No.S01、S02)。
[0459] 若κ相的比例约为30％～55％，且α相内存在针状κ相，则在润滑条件下和无润滑条件下这两种磨损试验中的磨损减量均较少。并且，在进行了试验的试样中，几乎未损坏配合材料的不锈钢球(合金No.S16、S02)。
[0460] 8)使用了量产设备的材料和在实验室中制成的材料的评价中，得到了大致相同的结果(合金No.S01、S02，工序No.C1、C2)。
[0461] 关于制造条件：
[0462] 若针对铸件，在510℃以上且575℃以上的温度范围内保持20分钟以上，或者在连续炉中，在510℃以上且575℃以上的温度下，以2.5℃/分钟以下的平均冷却速度进行冷却，并且将480℃至370℃的温度以超过2.5℃/分钟的平均冷却速度进行冷却，则得到γ相大幅减少，且几乎不存在μ相的金属组织。得到耐蚀性、高温特性、冲击特性优异的材料(合金No.S01～S03，工序No.A1～A3)。
[0463] 若在浇铸后的冷却中，将510℃以上且575℃以上的温度范围以2.5℃/分钟以下的平均冷却速度进行冷却，并且将480℃至370℃的温度以超过2.5℃/分钟的平均冷却速度进行冷却，则得到γ相减少，且μ相较少的金属组织，耐蚀性、冲击特性、高温特性、耐磨损性变得良好(合金No.S01～S03，工序No.B1、B3)。
[0464] 若热处理温度高，则晶粒变得粗大，γ相的减少较少，因此耐蚀性、冲击特性变差，切削性也较差。并且，即使在热处理温度低的500℃下长时间加热保持，γ相的减少也较少(合金No.S01～S03，工序No.AH4、AH5)。
[0465] 当热处理温度为520℃时，若保持时间较短，则与其他热处理方法相比，γ相的减少较少。将热处理时间：t与热处理温度T的关系表示为数式时，若(T-500)×t(其中，当T为540℃以上时，设为540)为800以上，则γ相减少得更多，并提高了性能(工序No.A5、A1)。
[0466] 在热处理后的冷却中，若470℃至380℃的平均冷却速度慢于2.5℃/分钟，则存在μ相，耐蚀性、冲击特性、高温特性差。μ相的生成影响了平均冷却速度(合金No.S01、S02、S03，工序No.A1～A4、AH2、AH3、AH8)
[0467] 作为热处理方法，暂且将温度提升至550℃～620℃，并在冷却过程中使575℃至510℃的平均冷却速度减缓，通过得到良好的耐蚀性、冲击特性、高温特性。也就是说，连续热处理方法中也能够确认特性的改善(工序No.A1、A7、A8、A9、A10)。
[0468] 即使将满足本实施方式的组成的连续铸造棒用作原材料，若实施包括连续热处理方法的热处理，则与铸件相同地，也得到良好的各种特性(工序No.C1、C3、C4)。
[0469] 若γ相减少，则κ相的量增加，κ相中所含的Sn量增加。并且，确认到虽然γ相减少，但也能够确保良好的切削性(合金No.S01、S02，工序No.AH1、A1、B4)。
[0470] 若对浇铸后的平均冷却速度进行控制或对铸件实施热处理，则α相中将存在针状κ相(合金No.S01、S02、S03，工序No.AH1、A1)。通过在α相中存在针状κ相，耐磨损性变得良好，并且，切削性也良好，推测为补偿了γ相的大幅减少。
[0471] 根据以上情况，如本实施方式的合金铸件那样，各添加元素的含量及各组成关系式、金属组织、各组织关系式在适当的范围内的本实施方式的合金铸件为铸造性优异，且耐蚀性、切削性、耐磨损性也良好。并且，为了在本实施方式的合金铸件中得到更优异的特性，能够通过将铸造中的制造条件、热处理中的条件设为适当范围来实现。
[0472] (实施例2)
[0473] 关于本实施方式的比较例的合金铸件，得到了在恶劣的水环境下使用了8年的铜合金Cu-Zn-Si合金铸件(试验No.T401/合金No.S101)。另外，并没有所使用的环境的水质等详细资料。通过与实施例1相同的方法进行了试验No.T401的组成、金属组织的分析。并且，使用金属显微镜对截面的腐蚀状态进行了观察。详细而言，以使曝露表面与长边方向保持垂直的方式，将试样植入酚醛树脂材料中。接着，以使腐蚀部的截面作为最长的切断部而得到的方式切断了试样。接着对试样进行了抛光。使用金属显微镜对截面进行了观察。并且测定了最大腐蚀深度。
[0474] 接着，在与试验No.T401相同的组成及制作条件下制作出类似的合金铸件(试验No.T402/合金No.S102)。关于类似的合金铸件(试验No.T402)，进行了实施例1中记载的组成、金属组织的分析、机械特性等的评价(测定)及脱锌腐蚀试验1～3。而且，对试验No.T401的基于实际的水环境的腐蚀状态与试验No.T402的脱锌腐蚀试验1～3的基于加速试验的腐蚀状态进行比较，验证了脱锌腐蚀试验1～3的加速试验的有效性。
[0475] 并且，对实施例1中记载的本实施方式的合金铸件(试验No.T03/合金No.S01/工序No.A2)的脱锌腐蚀试验1的评价结果(腐蚀状态)与试验No.T401的腐蚀状态或试验No.T402的脱锌腐蚀试验1的评价结果(腐蚀状态)进行比较，考察了试验No.T03的耐蚀性。
[0476] 通过以下方法制作出试验No.T402。
[0477] 以成为与试验No.T401(合金No.S101)大致相同组成的方式熔解原料，在浇铸温度1000℃下浇铸于内径 的铸模中，从而制作出铸件。之后，关于铸件，将575℃～510℃的温度区域以约20℃/分钟的平均冷却速度进行了冷却，接着，将470℃至380℃的温度区域以约15℃/分钟的平均冷却速度进行了冷却。该制作条件相当于实施例1的工序No.AH1。根据上述，制作出试验No.T402的试样。
[0478] 组成、金属组织的分析方法、机械特性等的测定方法及脱锌腐蚀试验1～3的方法如实施例1中所记载。
[0479] 将所得的结果示于表40～表42及图5。
[0480] [表40]
[0481]
[0482]
[0483]
[0484] 图5(a)表示试验No.T401的截面的金属显微镜照片。
[0485] 试验No.T401中，在恶劣的水环境下使用了8年，但因该使用环境而产生的腐蚀的最大腐蚀深度为138μm。
[0486] 在腐蚀部的表面，与α相、κ相无关地产生了脱锌腐蚀(自表面起平均约100μm的深度)。
[0487] 在α相、κ相被腐蚀的腐蚀部分中，随着朝向内部而存在无疵α相。
[0488] α相、κ相的腐蚀深度具有凹凸而非恒定，大致从其边界部朝向内部，腐蚀仅产生于γ相(从α相、κ相被腐蚀的边界部分朝向内部约40μm的深度：局部产生的仅γ相上的腐蚀)。
[0489] 图5(b)表示试验No.T402的脱锌腐蚀试验1之后的截面的金属显微镜照片。
[0490] 最大腐蚀深度为146μm。
[0491] 在腐蚀部的表面，与α相、κ相无关地产生了脱锌腐蚀(自表面起平均约100μm的深度)。
[0492] 其中，随着朝向内部而存在无疵α相。
[0493] α相、κ相的腐蚀深度具有凹凸而非恒定，大致从其边界部朝向内部，腐蚀仅产生于γ相(从α相、κ相被腐蚀的边界部分，只有局部产生的γ相的腐蚀长度约为45μm)。
[0494] 得知图5(a)的在8年期间由于恶劣的水环境产生的腐蚀与图5(b)的通过脱锌腐蚀试验1产生的腐蚀为大致相同的腐蚀形态。并且，Sn、P的量不满足本实施方式的范围，因此在与水或试验液接触的部分，α相和κ相这两者腐蚀，在腐蚀部的末端，γ相在各处选择性腐蚀。另外，κ相中的Sn及P的浓度低。
[0495] 试验No.T401的最大腐蚀深度略浅于试验No.T402的脱锌腐蚀试验1中的最大腐蚀深度。但是，试验No.T401的最大腐蚀深度略深于试验No.T402的脱锌腐蚀试验2中的最大腐蚀深度。由实际的水环境引起的腐蚀的程度受到水质的影响，但脱锌腐蚀试验1、2的结果与由实际的水环境引起的腐蚀结果在腐蚀形态和腐蚀深度这两者中大致一致。因此，得知脱锌腐蚀试验1、2的条件为有效，在脱锌腐蚀试验1、2中，得到与由实际的水环境引起的腐蚀结果大致相同的评价结果。
[0496] 并且，腐蚀试验方法1、2的加速试验的加速率与由实际恶劣的水环境引起的腐蚀大致一致，认为该情况基于腐蚀试验方法1、2假设了恶劣环境。
[0497] 试验No.T402的脱锌腐蚀试验3(ISO6509脱锌腐蚀试验)的结果为“○”(good)。因此，脱锌腐蚀试验3的结果与由实际的水环境引起的腐蚀结果不一致。
[0498] 脱锌腐蚀试验1的试验时间为两个月，约为60～90倍的加速试验。脱锌腐蚀试验2的试验时间为三个月，约为30～50倍的加速试验。相对于此，脱锌腐蚀试验3(ISO6509脱锌腐蚀试验)的试验时间为24小时，约为1000倍以上的加速试验。
[0499] 如脱锌腐蚀试验1、2，认为通过使用更接近实际的水环境的试验液进行两、三个月的长时间的试验，从而得到了与由实际的水环境引起的腐蚀结果大致相同的评价结果。
[0500] 尤其，在试验No.T401的在8年期间由恶劣的水环境引起的腐蚀结果或试验No.T402的脱锌腐蚀试验1、2的腐蚀结果中，γ相与表面的α相、κ相的腐蚀一同被腐蚀。但是，在脱锌腐蚀试验3(ISO6509脱锌腐蚀试验)的腐蚀结果中，γ相几乎未腐蚀。因此，认为在脱锌腐蚀试验3(ISO6509脱锌腐蚀试验)中，无法适当地评价与表面的α相、κ相的腐蚀一同进行的γ相的腐蚀，并且与由实际的水环境引起的腐蚀结果不一致。
[0501] 图5(c)表示试验No.T03(合金No.S01/工序No.A2)的脱锌腐蚀试验1之后的截面的金属显微镜照片。
[0502] 露出于表面的γ相、κ相的一部分被腐蚀。其腐蚀的深度为约10μm。γ相的选择性腐蚀进一步朝向内部扩展而产生(γ相的选择性腐蚀移动到内部的分开的部位而产生)。推测为表层的腐蚀部与内部可能连接。认为γ相的长边的长度是确定腐蚀深度的较大因素之一。
[0503] 与图5(a)、(b)的试验No.T401、T402相比可知，图5(c)的本实施方式的试验No.T03中表面附近的α相及κ相的腐蚀大幅得到抑制。推测为该情况减缓了腐蚀的进展。作为表面附近的α相及κ相的腐蚀大幅得到抑制的主要因素，可以考虑以下事项。
[0504] (主要因素)
[0505] 通过κ相含有Sn，κ相的耐蚀性得到提高的情况。
[0506] γ相的量得到抑制的情况。
[0507] 产业上的可利用性
[0508] 关于本发明的易切削性铜合金，铸造性优异，且耐蚀性、切削性优异。因此，本发明的易切削性铜合金是适合于水龙头、阀、接头等使用于人或动物每天摄取的饮用水的器具，及阀、接头等电气/汽车/机械/工业用配管部件、与液体接触的器具、组件中。
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