JPWO2019035225A1 - 高強度快削性銅合金、及び、高強度快削性銅合金の製造方法 - Google Patents

Abstract

この高強度快削性銅合金は、Ｃｕ：７５．４〜７８．０％、Ｓｉ：３．０５〜３．５５％、Ｐ：０．０５〜０．１３％、及びＰｂ：０．００５〜０．０７０％を含み、残部がＺｎ及び不可避不純物からなり、不可避不純物として存在するＳｎ量が０．０５％以下、Ａｌ量が０．０５％以下、ＳｎとＡｌの合計量が０．０６％以下であり、組成は以下の関係を満たし、７８．０≦ｆ１＝Ｃｕ＋０．８×Ｓｉ＋Ｐ＋Ｐｂ≦８０．８、６０．２≦ｆ２＝Ｃｕ−４．７×Ｓｉ−Ｐ＋０．５×Ｐｂ≦６１．５構成相の面積率（％）は以下の関係を満たし、２９≦κ≦６０、０≦γ≦０．３、β＝０、０≦μ≦１．０、９８．６≦ｆ３＝α＋κ、９９．７≦ｆ４＝α＋κ＋γ＋μ、０≦ｆ５＝γ＋μ≦１．２、３０≦ｆ６＝κ＋６×γ１／２＋０．５×μ≦６２、γ相の長辺が２５μｍ以下、μ相の長辺が２０μｍ以下であり、α相内にκ相が存在している。

Description

本発明は、高い強度、高温強度、優れた延性および衝撃特性、良好な耐食性を備えるとともに、鉛の含有量を大幅に減少させた高強度快削性銅合金、及び、高強度快削性銅合金の製造方法に関する。特に、様々な厳しい環境で使用されるバルブ、継手、圧力容器などの電気・自動車・機械・工業用配管、水素に係る容器、バルブ、継手、さらには、給水栓、バルブ、継手などの飲料水に使用される器具に用いられる高強度快削性銅合金、及び、高強度快削性銅合金の製造方法に関連している。
本願は、２０１７年８月１５日に、出願された国際出願ＰＣＴ／ＪＰ２０１７／２９３６９、ＰＣＴ／ＪＰ２０１７／２９３７１、ＰＣＴ／ＪＰ２０１７／２９３７３、ＰＣＴ／ＪＰ２０１７／２９３７４、ＰＣＴ／ＪＰ２０１７／２９３７６に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。

従来から、飲料水の器具類を始め、バルブ、継手、圧力容器など電気・自動車・機械・工業用配管に使用されている銅合金として、５６〜６５ｍａｓｓ％のＣｕと、１〜４ｍａｓｓ％のＰｂを含有し、残部がＺｎとされたＣｕ−Ｚｎ−Ｐｂ合金（いわゆる快削黄銅）、あるいは、８０〜８８ｍａｓｓ％のＣｕと、２〜８ｍａｓｓ％のＳｎ、２〜８ｍａｓｓ％のＰｂを含有し、残部がＺｎとされたＣｕ−Ｓｎ−Ｚｎ−Ｐｂ合金（いわゆる青銅：ガンメタル）が一般的に使用されていた。
しかしながら、近年では、Ｐｂの人体や環境に与える影響が懸念されるようになり、各国でＰｂに関する規制の動きが活発化している。例えば、米国カリフォルニア州では、２０１０年 １月より、また、全米においては、２０１４年１月より、飲料水器具等に含まれるＰｂ含有量を０．２５ｍａｓｓ％以下とする規制が発効されている。近い将来には、幼児等への影響を鑑み、０．０５ｍａｓｓ％程度までの規制がなされるであろうと言われている。米国以外の国においても、その規制の動きは急速であり、Ｐｂ含有量の規制に対応した銅合金材料の開発が求められている。

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

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

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

一方、高濃度のＺｎを含有する銅合金については、β相は、Ｐｂに比べ被削性の機能が劣るので、到底、Ｐｂを含有する快削性銅合金の代替にはなりえないばかりか、β相を多く含むので、耐食性、特に耐脱亜鉛腐食性、耐応力腐食割れ性がすこぶる悪い。また、これら銅合金は、強度、特に高温（例えば約１５０℃）での強度が低いため、例えば、炎天下でかつエンジンルームに近い高温下で使用される自動車部品や、高温・高圧下で使用されるバルブや配管においては、薄肉、軽量化に応えられない。さらに、例えば高圧水素に係る圧力容器、バルブ、配管においては、引張強さが低いために、低い常用圧力下でしか用いることができない。

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

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

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

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

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

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

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

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

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

特開２００８−２１４７６０号公報 国際公開第２００８／０８１９４７号 特開２０００−１１９７７５号公報 特開２０００−１１９７７４号公報 国際公開第２００７／０３４５７１号 国際公開第２００６／０１６４４２号 国際公開第２００６／０１６６２４号 特表２０１６−５１１７９２号公報 特開２００４−２６３３０１号公報 米国特許第４，０５５，４４５号 国際公開第２０１２／０５７０５５号 特開２０１３−１０４０７１号公報

美馬源次郎、長谷川正治、伸銅技術研究会誌、２（１９６３）、６２〜７７頁

本発明は、斯かる従来技術の問題を解決するためになされたものであり、常温および高温での強度に優れ、かつ優れた衝撃特性、延性を備え、厳しい環境下での耐食性が良好な高強度快削性銅合金、及び、高強度快削性銅合金の製造方法を提供することを課題とする。なお、本明細書において、特に断りのない限り、耐食性とは、耐脱亜鉛腐食性、耐応力腐食割れ性の両方を指す。また、熱間加工材とは、熱間押出材、熱間鍛造材、熱間圧延材を指す。冷間加工性とは、かしめ、曲げなど冷間で行われる加工性を指す。高温特性とは、約１５０℃（１００℃〜２５０℃）における、高温クリープ、引張強さを指す。冷却速度とは、ある温度範囲での平均冷却速度を指す。

このような課題を解決して、前記目的を達成するために、本発明の第１の態様である高強度快削性銅合金は、７５．４ｍａｓｓ％以上７８．０ｍａｓｓ％以下のＣｕと、３.０５ｍａｓｓ％以上３．５５ｍａｓｓ％以下のＳｉと、０．０５ｍａｓｓ％以上０．１３ｍａｓｓ％以下のＰと、０．００５ｍａｓｓ％以上０．０７０ｍａｓｓ％以下のＰｂと、を含み、残部がＺｎ及び不可避不純物からなり、
不可避不純物として存在するＳｎの含有量が０．０５ｍａｓｓ％以下、Ａｌの含有量が０．０５ｍａｓｓ％以下で、ＳｎとＡｌの合計含有量が０．０６ｍａｓｓ％以下であり、
Ｃｕの含有量を［Ｃｕ］ｍａｓｓ％、Ｓｉの含有量を［Ｓｉ］ｍａｓｓ％、Ｐｂの含有量を［Ｐｂ］ｍａｓｓ％、Ｐの含有量を［Ｐ］ｍａｓｓ％とした場合に、
７８．０≦ｆ１＝［Ｃｕ］＋０．８×［Ｓｉ］＋［Ｐ］＋［Ｐｂ］≦８０．８、
６０．２≦ｆ２＝［Ｃｕ］−４．７×［Ｓｉ］−［Ｐ］＋０．５×［Ｐｂ］≦６１．５、
の関係を有するとともに、
金属組織の構成相において、α相の面積率を（α）％、β相の面積率を（β）％、γ相の面積率を（γ）％、κ相の面積率を（κ）％、μ相の面積率を（μ）％とした場合に、
２９≦（κ）≦６０、
０≦（γ）≦０．３、
（β）＝０、
０≦（μ）≦１．０、
９８．６≦ｆ３＝（α）＋（κ）、
９９．７≦ｆ４＝（α）＋（κ）＋（γ）＋（μ）、
０≦ｆ５＝（γ）＋（μ）≦１．２、
３０≦ｆ６＝（κ）＋６×（γ）^１／２＋０．５×（μ）≦６２、
の関係を有するとともに、
γ相の長辺の長さが２５μｍ以下であり、μ相の長辺の長さが２０μｍ以下であり、α相内にκ相が存在していることを特徴とする。

本発明の第２の態様である高強度快削性銅合金は、本発明の第１の態様の高強度快削性銅合金において、さらに、０．０１ｍａｓｓ％以上０．０７ｍａｓｓ％以下のＳｂ、０．０２ｍａｓｓ％以上０．０７ｍａｓｓ％以下のＡｓ、０．００５ｍａｓｓ％以上０．１０ｍａｓｓ％以下のＢｉから選択される１又は２以上を含有することを特徴とする。

本発明の第３態様である高強度快削性銅合金は、７５．６ｍａｓｓ％以上７７．８ｍａｓｓ％以下のＣｕと、３．１５ｍａｓｓ％以上３．５ｍａｓｓ％以下のＳｉと、０．０６ｍａｓｓ％以上０．１２ｍａｓｓ％以下のＰと、０．００６ｍａｓｓ％以上０．０４５ｍａｓｓ％以下のＰｂと、を含み、残部がＺｎ及び不可避不純物からなり、
不可避不純物として存在するＳｎの含有量が０．０３ｍａｓｓ％以下、Ａｌの含有量が０．０３ｍａｓｓ％以下で、ＳｎとＡｌの合計含有量が０．０４ｍａｓｓ％以下であり、
Ｃｕの含有量を［Ｃｕ］ｍａｓｓ％、Ｓｉの含有量を［Ｓｉ］ｍａｓｓ％、Ｐｂの含有量を［Ｐｂ］ｍａｓｓ％、Ｐの含有量を［Ｐ］ｍａｓｓ％とした場合に、
７８．５≦ｆ１＝［Ｃｕ］＋０．８×［Ｓｉ］＋［Ｐ］＋［Ｐｂ］≦８０．５、
６０．４≦ｆ２＝［Ｃｕ］−４．７×［Ｓｉ］−［Ｐ］＋０．５×［Ｐｂ］≦６１．３、
の関係を有するとともに、
金属組織の構成相において、α相の面積率を（α）％、β相の面積率を（β）％、γ相の面積率を（γ）％、κ相の面積率を（κ）％、μ相の面積率を（μ）％とした場合に、
３３≦（κ）≦５８、
（γ）＝０、
（β）＝０、
０≦（μ）≦０．５、
９９．３≦ｆ３＝（α）＋（κ）、
９９．８≦ｆ４＝（α）＋（κ）＋（γ）＋（μ）、
０≦ｆ５＝（γ）＋（μ）≦０．５、
３３≦ｆ６＝（κ）＋６×（γ）^１／２＋０．５×（μ）≦５８、
の関係を有するとともに、
α相内にκ相が存在しており、μ相の長辺の長さが１５μｍ以下であることを特徴とする。

本発明の第４の態様である高強度快削性銅合金は、本発明の第３の態様の高強度快削性銅合金において、さらに、０．０１２ｍａｓｓ％以上０．０５ｍａｓｓ％以下のＳｂ、０．０２５ｍａｓｓ％以上０．０５ｍａｓｓ％以下のＡｓ、０．００６ｍａｓｓ％以上０．０５ｍａｓｓ％以下のＢｉから選択される１又は２以上を含有し、かつＳｂ、Ａｓ、Ｂｉの合計含有量が０．０９ｍａｓｓ％以下であることを特徴とする。

本発明の第５の態様である高強度快削性銅合金は、本発明の第１〜４の態様のいずれかの高強度快削性銅合金において、前記不可避不純物であるＦｅ，Ｍｎ，Ｃｏ，及びＣｒの合計量は、０．０８ｍａｓｓ％未満であることを特徴とする。

本発明の第６の態様である高強度快削性銅合金は、本発明の第１〜５の態様のいずれかの高強度快削性銅合金において、Ｕノッチ形状のシャルピー衝撃試験値が１２Ｊ／ｃｍ^２以上５０Ｊ／ｃｍ^２以下、常温での引張強さが５５０Ｎ／ｍｍ^２以上であり、かつ室温での０．２％耐力に相当する荷重を負荷した状態で１５０℃で１００時間保持した後のクリープひずみが０．３％以下であることを特徴とする。
なお、シャルピー衝撃試験値は、Ｕノッチ形状の試験片での値である。

本発明の第７の態様である高強度快削性銅合金は、本発明の第１〜５の態様のいずれかの高強度快削性銅合金において、熱間加工材であり、引張強さＳ（Ｎ／ｍｍ^２）が５５０Ｎ／ｍｍ^２以上、伸びＥ（％）が１２％以上、Ｕノッチ形状のシャルピー衝撃試験値Ｉ（Ｊ／ｃｍ^２）が１２Ｊ／ｃｍ^２以上であり、かつ
６７５≦ｆ８＝Ｓ×｛（Ｅ＋１００）／１００｝^１／２、または
７００≦ｆ９＝Ｓ×｛（Ｅ＋１００）／１００｝^１／２＋Ｉであることを特徴とする。

本発明の第８の態様である高強度快削性銅合金は、本発明の第１〜７の態様のいずれかの高強度快削性銅合金において、水道用器具、工業用配管部材、液体、ガスと接触する器具、圧力容器・継手、自動車用部品、又は電気製品部品に用いられることを特徴とする。

本発明の第９の態様である高強度快削性銅合金の製造方法は、本発明の第１〜８の態様のいずれかの高強度快削性銅合金の製造方法であって、
冷間加工工程及び熱間加工工程のいずれか一方または両方と、前記冷間加工工程又は前記熱間加工工程の後に実施する焼鈍工程と、を有し、
前記焼鈍工程では、以下の（１）〜（４）のいずれかの条件で銅合金を加熱、冷却し、
（１）５２５℃以上５７５℃以下の温度で１５分から８時間保持するか、
（２）５０５℃以上５２５℃未満の温度で、１００分から８時間保持するか、又は、
（３）最高到達温度が５２５℃以上６２０℃以下であり、５７５℃から５２５℃までの温度領域を１５分以上保持するか、又は
（４）５７５℃から５２５℃までの温度領域を０．１℃／分以上、３℃／分以下の平均冷却速度で冷却し、
次いで、４５０℃から４００℃までの温度領域を３℃／分以上、５００℃／分以下の平均冷却速度で冷却することを特徴とする。

本発明の第１０の態様である高強度快削性銅合金の製造方法は、本発明の第１〜６の態様のいずれかの高強度快削性銅合金の製造方法であって、
鋳造工程と、前記鋳造工程の後に実施する焼鈍工程と、を有し、
前記焼鈍工程では、以下の（１）〜（４）のいずれかの条件で銅合金を加熱、冷却し、
（１）５２５℃以上５７５℃以下の温度で１５分から８時間保持するか、
（２）５０５℃以上５２５℃未満の温度で、１００分から８時間保持するか、
（３）最高到達温度が５２５℃以上６２０℃以下であり、５７５℃から５２５℃までの温度領域を１５分以上保持するか、又は
（４）５７５℃から５２５℃までの温度領域を０．１℃／分以上、３℃／分以下の平均冷却速度で冷却し、
次いで、４５０℃から４００℃までの温度領域を３℃／分以上、５００℃／分以下の平均冷却速度で冷却する。

本発明の第１１の態様である高強度快削性銅合金の製造方法は、本発明の第１〜８の態様のいずれかの高強度快削性銅合金の製造方法であって、
熱間加工工程を含み、
熱間加工される時の材料温度が、６００℃以上、７４０℃以下であり、
熱間での塑性加工後の冷却過程において、５７５℃から５２５℃までの温度領域を０．１℃／分以上、３℃／分以下の平均冷却速度で冷却し、４５０℃から４００℃までの温度領域を３℃／分以上、５００℃／分以下の平均冷却速度で冷却することを特徴とする。

本発明の第１２の態様である高強度快削性銅合金の製造方法は、本発明の第１〜８の態様のいずれかの高強度快削性銅合金の製造方法であって、
冷間加工工程及び熱間加工工程のいずれか一方または両方と、前記冷間加工工程又は前記熱間加工工程後に実施する低温焼鈍工程と、を有し、
前記低温焼鈍工程においては、材料温度を２４０℃以上３５０℃以下の範囲とし、加熱時間を１０分以上３００分以下の範囲とし、材料温度をＴ℃、加熱時間をｔ分としたとき、１５０≦（Ｔ−２２０）×（ｔ）^１／２≦１２００の条件とすることを特徴とする。

本発明の態様によれば、被削性機能に優れるが耐食性、延性、衝撃特性、高温強度（高温クリープ）に劣るγ相を極力少なく、または皆無（含まない）とし、被削性に有効なμ相を限りなく少なく、または含まないとし、かつ強度、被削性、耐食性に有効なκ相がα相内に存在した金属組織を規定している。更に、この金属組織を得るための組成、製造方法を規定している。このため、本発明の態様により、常温および高温の強度が高く、衝撃特性、延性、耐摩耗性、耐圧特性、かしめや曲げなどの冷間加工性、耐食性に優れた高強度快削性銅合金、及び、高強度快削性銅合金の製造方法を提供することができる。

実施例１における高強度快削性銅合金（試験Ｎｏ．Ｔ０５）の組織の電子顕微鏡写真である。 実施例１における高強度快削性銅合金（試験Ｎｏ．Ｔ７３）の組織の金属顕微鏡写真である。 実施例１における高強度快削性銅合金（試験Ｎｏ．Ｔ７３）の組織の電子顕微鏡写真である。

以下に、本発明の実施形態に係る高強度快削性銅合金及び高強度快削性銅合金の製造方法について説明する。
本実施形態である高強度快削性銅合金は、バルブ、継手、摺動部品などの電気・自動車・機械・工業用配管部材、液体または気体と接触する器具、部品、圧力容器・継手、給水栓、バルブ、継手などの人が毎日摂取する飲料水に使用される器具、として用いられるものである。

ここで、本明細書では、［Ｚｎ］のように括弧の付いた元素記号は当該元素の含有量（ｍａｓｓ％）を示すものとする。
そして、本実施形態では、この含有量の表示方法を用いて、以下のように、複数の組成関係式を規定している。
組成関係式ｆ１＝［Ｃｕ］＋０．８×［Ｓｉ］＋［Ｐ］＋［Ｐｂ］
組成関係式ｆ２＝［Ｃｕ］−４．７×［Ｓｉ］−［Ｐ］＋０．５×［Ｐｂ］

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

本発明の第１の実施形態に係る高強度快削性銅合金は、７５．４ｍａｓｓ％以上７８．０ｍａｓｓ％以下のＣｕと、３．０５ｍａｓｓ％以上３．５５ｍａｓｓ％以下のＳｉと、０．０５ｍａｓｓ％以上０．１３ｍａｓｓ％以下のＰと、０．００５ｍａｓｓ％以上０．０７０ｍａｓｓ％以下のＰｂと、を含み、残部がＺｎ及び不可避不純物からなる。不可避不純物として存在するＳｎの含有量が０．０５ｍａｓｓ％以下、Ａｌの含有量が０．０５ｍａｓｓ％以下であり、かつＳｎとＡｌの合計含有量が０．０６ｍａｓｓ％以下であり、組成関係式ｆ１が７８．０≦ｆ１≦８０．８の範囲内、組成関係式ｆ２が６０．２≦ｆ２≦６１．５の範囲内とされる。κ相の面積率が２９≦（κ）≦６０の範囲内、γ相の面積率が０≦（γ）≦０．３の範囲内、β相の面積率が０（（β）＝０）、μ相の面積率が０≦（μ）≦１．０の範囲内とされる。組織関係式ｆ３が９８．６≦ｆ３、組織関係式ｆ４が９９．７≦ｆ４、組織関係式ｆ５が０≦ｆ５≦１．２の範囲内、組織関係式ｆ６が３０≦ｆ６≦６２の範囲内とされる。γ相の長辺の長さが２５μｍ以下であり、μ相の長辺の長さが２０μｍ以下とされ、α相内にκ相が存在している。

本発明の第２の実施形態に係る高強度快削性銅合金は、７５．６ｍａｓｓ％以上７７．８ｍａｓｓ％以下のＣｕと、３．１５ｍａｓｓ％以上３．５ｍａｓｓ％以下のＳｉと、０．０６ｍａｓｓ％以上０．１２ｍａｓｓ％以下のＰと、０．００６ｍａｓｓ％以上０．０４５ｍａｓｓ％以下のＰｂと、を含み、残部がＺｎ及び不可避不純物からなる。不可避不純物として存在するＳｎの含有量が０．０３ｍａｓｓ％以下、Ａｌの含有量が０．０３ｍａｓｓ％以下であり、かつＳｎとＡｌの合計含有量が０．０４ｍａｓｓ％以下からなる。組成関係式ｆ１が７８．５≦ｆ１≦８０．５の範囲内、組成関係式ｆ２が６０．４≦ｆ２≦６１．３の範囲内とされる。κ相の面積率が３３≦（κ）≦５８の範囲内、γ相およびβ相の面積率が０（（γ）＝０、（β）＝０）、μ相の面積率が０≦（μ）≦０．５の範囲内とされる。組織関係式ｆ３が９９．３≦ｆ３、組織関係式ｆ４が９９．８≦ｆ４、組織関係式ｆ５が０≦ｆ５≦０．５の範囲内、組織関係式ｆ６が３３≦ｆ６≦５８の範囲内とされる。α相内にκ相が存在し、μ相の長辺の長さが１５μｍ以下とされている。

また、本発明の第１の実施形態である高強度快削性銅合金においては、さらに、０．０１ｍａｓｓ％以上０．０７ｍａｓｓ％以下のＳｂ、０．０２ｍａｓｓ％以上０．０７ｍａｓｓ％以下のＡｓ、０．００５ｍａｓｓ％以上０．１０ｍａｓｓ％以下のＢｉから選択される１又は２以上を含有してもよい。

また、本発明の第２の実施形態である高強度快削性銅合金においては、さらに、０．０１２ｍａｓｓ％以上０．０５ｍａｓｓ％以下のＳｂ、０．０２５ｍａｓｓ％以上０．０５ｍａｓｓ％以下のＡｓ、０．００６ｍａｓｓ％以上０．０５ｍａｓｓ％以下のＢｉから選択される１又は２以上を含有してもよいが、Ｓｂ、Ａｓ、Ｂｉの合計含有量が０．０９ｍａｓｓ％以下とされる。

本発明の第１、２の実施形態に係る高強度快削性銅合金においては、不可避不純物であるＦｅ，Ｍｎ，Ｃｏ，及びＣｒの合計量は、０．０８ｍａｓｓ％未満であることが好ましい。

また、本発明の第１、２の実施形態に係る高強度快削性銅合金においては、Ｕノッチ形状のシャルピー衝撃試験値が１２Ｊ／ｃｍ^２以上５０Ｊ／ｃｍ^２以下であり、室温（常温）での引張強さが５５０Ｎ／ｍｍ^２以上であり、かつ室温での０．２％耐力（０．２％耐力に相当する荷重）を負荷した状態で銅合金を１５０℃で１００時間保持した後のクリープひずみが０．３％以下であることが好ましい。

本発明の第１、２の実施形態に係る熱間加工を経た高強度快削性銅合金（熱間加工材）においては、引張強さＳ（Ｎ／ｍｍ^２）、伸びＥ（％）、シャルピー衝撃試験値Ｉ（Ｊ／ｃｍ^２）との関係において、引張強さＳが５５０Ｎ／ｍｍ^２以上、伸びＥが１２％以上、Ｕノッチ形状のシャルピー衝撃試験値Ｉが１２Ｊ／ｃｍ^２以上であり、かつ、引張強さ（Ｓ）と｛（伸び（Ｅ）＋１００）／１００｝の１／２乗との積であるｆ８＝Ｓ×｛（Ｅ＋１００）／１００｝^１／２の値が６７５以上であるか、または、ｆ８とＩの和であるｆ９＝Ｓ×｛（Ｅ＋１００）／１００｝^１／２＋Ｉの値が７００以上であることが好ましい。

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

＜成分組成＞
（Ｃｕ）
Ｃｕは、本実施形態の合金の主要元素であり、本発明の課題を克服するためには、少なくとも７５．４ｍａｓｓ％以上の量のＣｕを含有する必要がある。Ｃｕ含有量が、７５．４ｍａｓｓ％未満の場合、Ｓｉ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ｐｂの含有量や、製造プロセスにもよるが、γ相の占める割合が０．３％を超え、耐食性、衝撃特性、延性、常温の強度、および高温特性（高温クリープ）が劣る。場合によっては、β相が出現することもある。よって、Ｃｕ含有量の下限は、７５．４ｍａｓｓ％以上であり、好ましくは７５．６ｍａｓｓ％以上、より好ましくは７５．８ｍａｓｓ％以上、最も好ましくは７６．０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃｕ含有量が７８．０ｍａｓｓ％を超えると、耐食性、常温の強度、および高温強度への効果が飽和するばかりか、γ相は減少するものの、κ相の占める割合が多くなりすぎるおそれがある。また、Ｃｕ濃度の高いμ相、場合によってはζ相、χ相が析出し易くなる。その結果、金属組織の要件にもよるが、被削性、延性、衝撃特性、熱間加工性が悪くなるおそれがある。従って、Ｃｕ含有量の上限は、７８．０ｍａｓｓ％以下であり、好ましくは７７．８ｍａｓｓ％以下、延性や衝撃特性を重要視すれば７７．５ｍａｓｓ％以下であり、さらに好ましくは７７．３ｍａｓｓ％以下である。

（Ｓｉ）
Ｓｉは、本実施形態の合金の多くの優れた特性を得るために必要な元素である。Ｓｉは、κ相、γ相、μ相、β相、ζ相などの金属相の形成に寄与する。Ｓｉは、本実施形態の合金の被削性、耐食性、強度、高温特性、耐摩耗性を向上させる。被削性に関しては、α相の場合、Ｓｉを含有しても被削性の改善は、ほとんどない。しかし、Ｓｉの含有によって形成されるγ相、κ相、μ相などのα相より硬質な相によって、多量のＰｂを含有しなくとも、優れた被削性を有することができる。しかしながら、γ相やμ相などの金属相の占める割合が多くなるに従って、延性、衝撃特性、冷間加工性の低下の問題、厳しい環境下での耐食性の低下の問題、及び長期間使用に耐えうる高温特性に問題を生じる。κ相は、被削性や強度の向上に有用であるが、κ相が過剰であると、延性、衝撃特性、加工性を低下させ、場合によっては被削性も悪くする。このため、κ相、γ相、μ相、β相を適正な範囲に規定する必要がある。
また、Ｓｉは、溶解、鋳造時、Ｚｎの蒸発を大幅に抑制する効果があり、さらにＳｉ含有量を増すに従って比重を小さくできる。

これらの金属組織の問題を解決し、諸特性をすべて満たすためには、Ｃｕ、Ｚｎ等の含有量にもよるが、Ｓｉは３．０５ｍａｓｓ％以上含有する必要がある。Ｓｉ含有量の下限は、好ましくは３．１ｍａｓｓ％以上であり、より好ましくは３．１５ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは３．２ｍａｓｓ％以上である。特に強度を重視する場合、３．２５ｍａｓｓ％以上が好ましい。一見、Ｓｉ濃度の高いγ相や、μ相の占める割合を少なくするためには、Ｓｉ含有量を低くすべきであると考えられる。しかし、他の元素との配合割合、および製造プロセスを鋭意研究した結果、上述のようにＳｉ含有量の下限を規定する必要がある。また、他の元素の含有量、組成の関係式ｆ１、ｆ２や製造プロセスによって大きく左右されるが、Ｓｉ含有量が約３．０ｍａｓｓ％を境にして、α相内に、細長い、針状のκ相が存在し始めるようになり、Ｓｉ含有量が約３．１５ｍａｓｓ％を境にして、針状のκ相の量がさらに増大し、Ｓｉ含有量が約３．２５ｍａｓｓ％に達すると針状のκ相の存在が顕著になる。このα相内に存在するκ相により、延性を損なわずに被削性、引張強さ、高温特性、衝撃特性、耐摩耗性が向上する。以下、α相内に存在するκ相をκ１相とも呼ぶ。
一方、Ｓｉ含有量が多すぎると、κ相が多くなり過ぎる。同時にα相中に存在するκ１相も過剰になる。κ相が過剰になると、κ相はもともとα相より延性に劣り、硬いので、合金の延性や衝撃特性、被削性の点で問題となる。またκ１相が多くなり過ぎると、α相自身の持つ延性が損なわれ、合金としての延性が低下する。本実施形態では、高い強度と共に良好な延性（伸び）と衝撃特性を兼ね備えることを主眼に置いているので、Ｓｉ含有量の上限は３．５５ｍａｓｓ％以下であり、好ましくは３．５ｍａｓｓ％以下であり、特に、延性や衝撃特性、かしめ等の冷間加工性を重視すると、より好ましくは３．４５ｍａｓｓ％以下であり、さらに好ましくは３．４ｍａｓｓ％以下である。

（Ｚｎ）
Ｚｎは、Ｃｕ，Ｓｉとともに本実施形態の合金の主要構成元素であり、被削性、耐食性、強度、鋳造性を高めるために必要な元素である。なお、Ｚｎは残部としているが、強いて記載すれば、Ｚｎ含有量の上限は約２１．５ｍａｓｓ％以下であり、下限は、約１７．５ｍａｓｓ％以上である。

（Ｐｂ）
Ｐｂの含有は、銅合金の被削性を向上させる。Ｐｂは約０．００３ｍａｓｓ％がマトリックスに固溶し、それを超えたＰｂは直径１μｍ程度のＰｂ粒子として存在する。Ｐｂは、微量であっても被削性に効果があり、０．００５ｍａｓｓ％以上の含有量で効果を発揮し始める。本実施形態の合金では、被削性能に優れるγ相を０．３％以下に抑えているため、Ｐｂは、少量であってもγ相の代替をする。Ｐｂの含有量の下限は、好ましくは０．００６ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｐｂは、人体に有害であり、組成や金属組織とも関連するが、延性、衝撃特性、常温および高温強度、冷間加工性への影響がある。このため、Ｐｂの含有量の上限は、０．０７０ｍａｓｓ％以下であり、好ましくは０．０４５ｍａｓｓ％以下であり、人体や環境への影響を鑑みれば、最適には０．０２０ｍａｓｓ％未満である。

（Ｐ）
Ｐは、厳しい環境下での耐食性を大幅に向上させる。同時に、少量のＰの含有は、被削性を高め、引張強さ、延性を向上させる。
これらの効果を発揮するためには、Ｐの含有量の下限は０．０５ｍａｓｓ％以上であり、好ましくは０．０５５ｍａｓｓ％以上、より好ましくは０．０６ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｐを０．１３ｍａｓｓ％を超えて含有させると、耐食性の効果が飽和するだけでなく、急激に衝撃特性、延性、冷間加工性が悪くなり、被削性も却って悪くなる。このため、Ｐの含有量の上限は、０．１３ｍａｓｓ％以下であり、好ましくは０．１２ｍａｓｓ％以下であり、より好ましくは０．１１５ｍａｓｓ％以下である。

（Ｓｂ、Ａｓ、Ｂｉ）
Ｓｂ、Ａｓは、ともにＰ、Ｓｎと同様に特に厳しい環境下での耐脱亜鉛腐食性を更に向上させる。
Ｓｂを含有することによって耐食性の向上を図るためには、Ｓｂは０．０１ｍａｓｓ％以上含有する必要があり、０．０１２ｍａｓｓ％以上のＳｂを含有することが好ましい。一方、Ｓｂを０．０７ｍａｓｓ％超えて含有しても、耐食性が向上する効果は飽和し、却ってγ相が増えるので、Ｓｂの含有量は、０．０７ｍａｓｓ％以下であり、好ましくは０．０５ｍａｓｓ％以下である。
また、Ａｓを含有することによって耐食性の向上を図るためには、Ａｓは０．０２ｍａｓｓ％以上含有する必要があり、０．０２５ｍａｓｓ％以上のＡｓを含有することが好ましい。一方、Ａｓを０．０７ｍａｓｓ％超えて含有しても、耐食性が向上する効果は飽和するので、Ａｓの含有量は０．０７ｍａｓｓ％以下であり、好ましくは０．０５ｍａｓｓ％以下である。
Ｂｉは、さらに銅合金の被削性を向上させる。そのためには、Ｂｉを０．００５ｍａｓｓ％以上含有する必要があり、０．００６ｍａｓｓ％以上含有することが好ましい。一方、Ｂｉの人体への有害性は不確かであるが、衝撃特性、高温特性、熱間加工性、冷間加工性への影響から、Ｂｉの含有量の上限を０．１０ｍａｓｓ％以下とし、好ましくは０．０５ｍａｓｓ％以下とする。
本実施形態では、高い強度と同時に良好な延性、冷間加工性、靱性を目指すものであり、Ｓｂ、Ａｓ、Ｂｉは、耐食性等を向上させる元素であるが、過剰な量を含有させると、耐食性の効果を飽和させるだけでなく、却って、延性、冷間加工性、靱性を損なう。したがって、Ｓｂ、Ａｓ、Ｂｉの合計含有量は、０．１０ｍａｓｓ％以下が好ましく、より好ましくは０．０９ｍａｓｓ％以下である。

（Ｓｎ、Ａｌ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｏ、および不可避不純物）
本実施形態における不可避不純物としては、例えばＡｌ，Ｎｉ，Ｍｇ，Ｓｅ，Ｔｅ，Ｆｅ，Ｍｎ，Ｓｎ，Ｃｏ，Ｃａ，Ｚｒ，Ｃｒ，Ｔｉ，Ｉｎ，Ｗ，Ｍｏ，Ｂ，Ａｇ及び希土類元素等が挙げられる。
従来から快削性銅合金は、電気銅、電気亜鉛など、良質な原料が主ではなく、リサイクルされる銅合金が主原料となる。当該分野の下工程（下流工程、加工工程）において、ほとんどの部材、部品に対して切削加工が施され、材料１００に対して４０〜８０の割合で多量に廃棄される銅合金が発生する。例えば切り屑、端材、バリ、湯道、および製造上の不良を含む製品などが挙げられる。これら廃棄される銅合金が、主たる原料となる。切削切り屑等の分別が不十分であると、他の快削性銅合金からＰｂ，Ｆｅ，Ｍｎ，Ｓｅ，Ｔｅ，Ｓｎ，Ｐ，Ｓｂ，Ａｓ，Ｂｉ，Ｃａ，Ａｌ，Ｚｒ，Ｎｉおよび希土類元素が混入する。また切削切り屑には、工具から混入するＦｅ，Ｗ，Ｃｏ，Ｍｏなどが含まれる。廃材は、めっきされた製品を含むため、Ｎｉ，Ｃｒ、Ｓｎが混入する。純銅系のスクラップの中には、Ｍｇ，Ｆｅ，Ｃｒ，Ｔｉ，Ｃｏ，Ｉｎ，Ｎｉ，Ｓｅ，Ｔｅが混入する。資源の再使用の点と、コスト上の問題から、少なくとも特性に悪影響を与えない範囲で、これらの元素を含む切り屑等のスクラップは、ある限度まで原料として使用される。
経験的に、Ｎｉはスクラップ等からの混入が多いが、Ｎｉの量は０．０６ｍａｓｓ％未満まで許容されるが、０．０５ｍａｓｓ％未満が好ましい。
Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｏ，Ｃｒは、Ｓｉと金属間化合物を形成し、場合によってはＰと金属間化合物を形成し、被削性、耐食性やその他の特性に影響する。Ｃｕ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｐの含有量や、関係式ｆ１、ｆ２にもよるが、Ｆｅは、Ｓｉと化合しやすく、Ｆｅの含有は、Ｆｅと等量のＳｉを消費させる恐れがあり、被削性に悪い影響を与えるＦｅ−Ｓｉ化合物の形成を促進させる。このため、Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｏ，及びＣｒのそれぞれの量は、０．０５ｍａｓｓ％以下が好ましく、０．０４ｍａｓｓ％以下がより好ましい。特に、Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｏ，Ｃｒの含有量の合計を０．０８ｍａｓｓ％未満とすることが好ましく、この合計量は、より好ましくは０．０６ｍａｓｓ％以下であり、さらに好ましくは０．０５ｍａｓｓ％以下である。
一方、他の快削性銅合金、めっきが施された廃製品などから混入するＳｎとＡｌは、本実施形態の合金において、γ相の形成を促進させる。さらに、主たるγ相の形成場所であるα相とκ相の相境界において、γ相の形成までされずとも、Ｓｎ、Ａｌの濃度が高められる恐れがある。γ相の増加、およびα−κ相境界（α相とκ相との相境界）へのＳｎ、Ａｌの偏析は、延性、冷間加工性、衝撃特性、高温特性を低下させ、また延性の低下に伴い引張強さの低下を引き起こす恐れがあるので、不可避不純物であるＳｎ、Ａｌの量も制限しておくことが必須である。Ｓｎ、Ａｌのそれぞれの含有量は、０．０５ｍａｓｓ％以下が好ましく、０．０３ｍａｓｓ％以下がより好ましい。また、Ｓｎ、Ａｌの含有量の合計は、０．０６ｍａｓｓ％以下にする必要があり、０．０４ｍａｓｓ％以下がより好ましい。
そして、Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｏ，Ｃｒ，Ｓｎ，及びＡｌの合計量は、０．１０ｍａｓｓ％以下であることが好ましい。
他方、Ａｇについては、一般的にＡｇはＣｕとみなされ、諸特性への影響がほとんどないことから、特に制限する必要はないが、０．０５ｍａｓｓ％未満が好ましい。
Ｔｅ、Ｓｅは、その元素自身が快削性を有し、稀であるが多量に混入する恐れがある。延性や衝撃特性への影響を鑑み、Ｔｅ、Ｓｅの各々の含有量は、０．０３ｍａｓｓ％未満が好ましく、０．０２ｍａｓｓ％未満がさらに好ましい。
その他の元素であるＡｌ，Ｍｇ，Ｃａ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｉｎ，Ｗ，Ｍｏ，Ｂ，および希土類元素等のそれぞれの量は、０．０３ｍａｓｓ％未満が好ましく、０．０２ｍａｓｓ％未満がより好ましく、０．０１ｍａｓｓ％未満がさらに好ましい。
なお、希土類元素の量は、Ｓｃ，Ｙ，Ｌａ、Ｃｅ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｐｍ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｔｂ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｔｂ，及びＬｕの１種以上の合計量である。
以上、延性、衝撃特性、常温および高温強度、かしめなどの加工性を特に優れたものにするためには、これら不可避不純物の量は、管理、制限しておくことが望ましい。

（組成関係式ｆ１）
組成関係式ｆ１は、組成と金属組織の関係を表す式で、各々の元素の量が上記に規定される範囲にあっても、この組成関係式ｆ１を満足しなければ、本実施形態が目標とする諸特性を満足できない。組成関係式ｆ１が７８．０未満であると、製造プロセスを如何に工夫したとしても、γ相の占める割合が多くなり、場合によってはβ相が出現し、またγ相の長辺が長くなり、耐食性、延性、衝撃特性、高温特性が悪くなる。よって、組成関係式ｆ１の下限は、７８．０以上であり、好ましくは７８．２以上であり、より好ましくは７８．５以上、さらに好ましくは７８．８以上である。組成関係式ｆ１がより好ましい範囲になるにしたがって、γ相の面積率は大幅に減少、または０％になり、延性、冷間加工性、衝撃特性、常温での強度、高温特性、耐食性が向上する。
一方、組成関係式ｆ１の上限は、主としてκ相の占める割合に影響し、組成関係式ｆ１が８０．８より大きいと、延性や衝撃特性を重視した場合、κ相の占める割合が多くなりすぎる。またμ相が析出し易くなる。κ相やμ相が多すぎると、延性、衝撃特性、冷間加工性、高温特性、熱間加工性、耐食性、被削性が悪くなる。よって、組成関係式ｆ１の上限は８０．８以下であり、好ましくは８０．５以下であり、より好ましくは８０．２以下である。
このように、組成関係式ｆ１を、上述の範囲に規定することで、特性の優れた銅合金が得られる。なお、選択元素であるＡｓ，Ｓｂ，Ｂｉおよび別途規定した不可避不純物については、それらの含有量を考え合わせ、組成関係式ｆ１にほとんど影響を与えないことから、組成関係式ｆ１では規定していない。

（組成関係式ｆ２）
組成関係式ｆ２は、組成と加工性、諸特性、金属組織の関係を表す式である。組成関係式ｆ２が６０．２未満であると、金属組織中のγ相の占める割合が増え、β相を始め他の金属相が出現し易く、また残留し易くなり、耐食性、延性、衝撃特性、冷間加工性、高温特性が悪くなる。また熱間鍛造時に結晶粒が粗大化し、割れが生じ易くなる。よって、組成関係式ｆ２の下限は６０．２以上であり、好ましくは６０．４以上であり、より好ましくは６０．５以上である。
一方、組成関係式ｆ２が６１．５を超えると、熱間変形抵抗が高くなり、熱間での変形能が低下し、熱間押出材や熱間鍛造品に表面割れが生じるおそれがある。また、熱間加工方向と平行方向の金属組織中に、長さが１０００μｍ、幅が２００μｍを超えるような粗大なα相が出現し易くなる。粗大なα相が存在すると、被削性、強度が低下し、α相とκ相の境界に存在するγ相の長辺の長さが長くなるか、或いは、γ相の形成には至らないが、ＳｎやＡｌの偏析が生じやすくなる。そして、ｆ２の値が高いと、α相中でκ１相が、出現し難くなり、強度が低くなり、被削性、高温特性、耐摩耗性が悪くなる。また、凝固温度の範囲、すなわち（液相線温度−固相線温度）が５０℃を超えるようになり、鋳造時におけるひけ巣（shrinkage cavities）が顕著となり、健全な鋳物（sound casting）が得られなくなる。従って、組成関係式ｆ２の上限は６１．５以下であり、好ましくは６１．４以下であり、より好ましくは６１．３以下であり、さらに好ましくは６１．２以下である。ｆ１が６０．２以上であり、かつｆ２の上限が好ましい値であると、α相の結晶粒が約５０μｍ以下に細かくなり、α相が均一に分布するようになる。これにより、より高い強度、良好な延性、冷間加工性、衝撃特性、高温特性を有し、強度と延性、衝撃特性のバランスに優れる合金になる。
このように、組成関係式ｆ２を、上述のように狭い範囲に規定することで、特性の優れた銅合金を、歩留り良く製造できる。なお、選択元素であるＡｓ，Ｓｂ，Ｂｉおよび別途規定した不可避不純物については、それらの含有量を考え合わせ、組成関係式ｆ２にほとんど影響を与えないことから、組成関係式ｆ２では規定していない。

（特許文献との比較）
ここで、上述した特許文献３〜１２に記載されたＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金と本実施形態の合金との組成を比較した結果を表１に示す。
本実施形態と特許文献３とはＰｂ及び選択元素であるＳｎの含有量が異なっている。本実施形態と特許文献４とはＰｂ及び選択元素であるＳｎの含有量が異なっている。本実施形態と特許文献６，７とはＺｒを含有するか否かで異なっている。本実施形態と特許文献８とはＦｅを含有するか否かの点で相違している。本実施形態と特許文献９とはＰｂを含有するか否かで異なっており、Ｆｅ，Ｎｉ，Ｍｎを含有するか否かの点でも相違している。
以上のように、本実施形態の合金と、特許文献５を除いた特許文献３〜９に記載されたＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金とは組成範囲が異なっている。特許文献５は、強度、被削性、耐摩耗性に貢献するα相中に存在するκ１相、ｆ１、ｆ２について沈黙しており、強度バランスも低い。特許文献１１は、７００℃以上に加熱されるろう付けに関わり、ろう付け構造体に関わるものである。特許文献１２は、ねじや歯車に転造加工される素材に関わるものである。

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

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

特許文献３〜６に示されるＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金において、被削性機能が最も優れるγ相は、主としてα’相と共存、或は、κ相、α相との境界に存在する。γ相は、銅合金にとって厳しい水質下或は環境下では、選択的に腐食の発生源（腐食の起点）になり、腐食が進行する。勿論、β相が存在すれば、γ相の腐食より先にβ相の腐食が始まる。μ相とγ相が共存する場合、μ相の腐食は、γ相より少し遅れるか、または、ほぼ同時に始まる。例えばα相、κ相、γ相、μ相が共存する場合、γ相やμ相が、選択的に脱亜鉛腐食されると、腐食されたγ相やμ相は、脱亜鉛現象によりＣｕに富んだ腐食生成物となり、その腐食生成物がκ相、或いは近接するα’相を腐食させ、連鎖反応的に腐食が進行する。したがって、β相は、０％であることが必須で、γ相、μ相は、可能な限り少ないほうが好ましく、皆無であることが、理想である。

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

また、γ相は、硬くて脆い相のため、銅合金部材に大きな負荷が加わったとき、ミクロ的に応力集中源となる。γ相は、主としてα−κの相境界（α相とκ相との相境界）に細長く存在する。そしてγ相は、応力集中源となるため、切削時、切屑分断の起点になり、切屑分断を促進し、切削抵抗を低くする効果を有する。一方、γ相は、前記の応力集中源となることが原因となり、延性、冷間加工性や衝撃特性を悪くし、延性の欠乏に伴って引張強さも低くなる。更に、α相、κ相の境界を中心にγ相が存在するので、高温クリープ強度を低下させる。本実施形態の合金は、高い強度、延性、優れた衝撃特性、高温特性を目指しているので、γ相の量および長辺の長さを制限しなければならない。
μ相は、α相の結晶粒界、α相、κ相の相境界に主として存在するため、γ相と同様、ミクロ的な応力集中源になる。応力集中源となるか或は粒界滑り現象により、μ相は、応力腐食割れ感受性を増大させ、衝撃特性を低下させ、延性、冷間加工性、常温および高温の強度を低下させる。なお、μ相は、γ相と同様、被削性を改善する効果を有するが、その効果は、γ相に比べ遥かに小さい。したがって、μ相の量、長辺の長さを制限する必要がある。

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

（γ相）
γ相は、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金の被削性に最も貢献する相であるが、厳しい環境下での耐食性、常温での強度、高温特性、延性、冷間加工性、衝撃特性を優れたものにするためには、γ相を制限しなければならない。被削性と諸特性を同時に満足させるために、組成関係式ｆ１、ｆ２、後述する組織関係式、製造プロセスを限定している。

（β相およびその他の相）
良好な耐食性を得て、高い延性、衝撃特性、強度、高温強度を得るには、特に金属組織中に占めるβ相、γ相、μ相、およびζ相などその他の相の割合が重要である。
β相の占める割合は、諸特性に悪影響を与えることから、少なくとも倍率５００倍の金属顕微鏡で観察されない、すなわち０％にする必要がある。
α相、κ相、β相、γ相、μ相以外のζ相などその他の相の占める割合は、好ましくは０．３％以下であり、より好ましくは０．１％以下である。最適にはζ相等その他の相が存在しないことが好ましい。

まず、優れた耐食性、強度、延性、冷間加工性、衝撃特性、高温特性を得るためには、γ相の占める割合を０．３％以下、且つ、γ相の長辺の長さを２５μｍ以下とする必要がある。これらの特性をさらに向上させるためには、γ相の占める割合は、好ましくは０．１％以下であり、γ相が、５００倍の顕微鏡で観察されないこと、つまりγ相の量が実質上０％であることが最適である。
γ相の長辺の長さは、以下の方法により測定される。例えば５００倍または１０００倍の金属顕微鏡写真を用い、１視野において、γ相の長辺の最大長さを測定する。この作業を、後述するように、５視野の任意の視野において行う。それぞれの視野で得られたγ相の長辺の最大長さの平均値を算出し、γ相の長辺の長さとする。このため、γ相の長辺の長さは、γ相の長辺の最大長さと言うこともできる。
γ相は、γ相の占める割合が低くとも、２次元で観察すると、相境界を中心に細長い形状で存在する。そしてγ相の長辺の長さが長いと、深さ方向への腐食を速め、高温クリープを助長させ、延性、引張強さ、衝撃特性、冷間加工性を低下させる。
これらから、γ相の長辺の長さは、２５μｍ以下にする必要があり、好ましくは１５μｍ以下にする。なお、５００倍の顕微鏡で明確にγ相と判別できる大きさは、長辺の長さが約３μｍ以上のγ相である。長辺の長さが約３μｍより小さなγ相は、その量が少ないと、引張強さ、延性、高温特性、衝撃特性、冷間加工性、耐食性への影響がほとんどないことから、無視し得る。ところで被削性に関しては、γ相の存在は、本実施形態の銅合金の被削性を向上させる効果が最も大きいが、γ相の持つ種々の問題点から可能な限り皆無とする必要があり、後述するκ１相がγ相の代替となる。

γ相の占める割合、及び、γ相の長辺の長さは、Ｃｕ，Ｓｎ，Ｓｉの含有量および、組成関係式ｆ１、ｆ２と大きな関連を持っている。

（μ相）
μ相は、被削性の向上には効果があるが、耐食性を始め、延性、冷間加工性、衝撃特性、常温の引張強さ、高温特性に影響することから、少なくともμ相の占める割合を０％以上１．０％以下にする必要がある。μ相の占める割合は、好ましくは０．５％以下であり、より好ましくは０．３％以下であり、μ相は存在しないことが最適である。μ相は、主として結晶粒界、相境界に存在する。このため、厳しい環境下では、μ相は、μ相が存在する結晶粒界で粒界腐食を生じる。また、粒界に細長く存在するμ相は、合金の衝撃特性、延性を低下させ、延性の低下により結果的に引張強さも低下させる。さらに、例えば、自動車のエンジン回りに使われるバルブや高圧ガスバルブに銅合金を使用した場合、１５０℃の高温で長時間保持すると粒界が滑り、クリープが生じ易くなる。このため、μ相の量を制限すると同時に、主として結晶粒界に存在するμ相の長辺の長さを２０μｍ以下とする必要がある。μ相の長辺の長さは、好ましくは１５μｍ以下であり、より好ましくは５μｍ以下である。
μ相の長辺の長さは、γ相の長辺の長さの測定方法と同様の方法で測定される。すなわち、μ相の大きさに応じて、５００倍を基本とし、場合によっては１０００倍の金属顕微鏡写真、或いは２０００倍または５０００倍の２次電子像写真（電子顕微鏡写真）を用い、１視野において、μ相の長辺の最大長さを測定する。この作業を、５視野の任意の視野において行う。それぞれの視野で得られたμ相の長辺の最大長さの平均値を算出し、μ相の長辺の長さとする。このため、μ相の長辺の長さは、μ相の長辺の最大長さと言うこともできる。

（κ相）
近年の高速の切削条件のもと、切削抵抗、切屑の排出性を含め材料の被削性能は最も重要である。ところが、最も優れた被削性機能を有するγ相の占める割合を０．３％以下に制限した状態で、優れた被削性を備えるためには、κ相の占める割合を少なくとも２９％以上とする必要がある。κ相の占める割合は、好ましくは３３％以上であり、より好ましくは３５％以上である。強度を重視すれば、３８％以上である。
κ相は、γ相、μ相、β相に比べ、脆さはなく、はるかに延性に富み、耐食性に優れる。γ相、μ相は、α相の粒界や相境界に沿って存在するが、κ相にはそのような傾向は認められない。またα相より、強度、被削性、耐摩耗性、高温特性に優れる。
κ相の占める割合が増すとともに、被削性が向上し、引張強さ、高温強度が高くなり、耐摩耗性が向上する。しかし、一方で、κ相が増すにしたがって、延性、冷間加工性や衝撃特性は徐々に低下していく。そして、κ相の占める割合が約５０％に達すると、被削性が向上する効果も飽和し、さらにκ相が増えるとκ相は硬く強度が高いために切削抵抗が増す。またκ相の量が多すぎると切り屑は連なる傾向になる。そしてκ相の占める割合が約６０％に達すると、延性の低下に伴い引張強さが飽和し、冷間加工性、熱間加工性も悪くなる。このように強度、延性、衝撃特性、被削性を総合的に判断すると、κ相の占める割合は６０％以下にする必要がある。κ相は、好ましくは５８％以下または５６％以下であり、より好ましくは５４％以下であり、特に延性、衝撃特性、かしめや曲げ加工性を重視すると５０％以下である。
κ相は、γ相と共に優れた被削性機能を有するが、γ相は、主として相境界に存在し、切削時に応力集中源になることにより、少量のγ相で優れた切屑分断性が得られ、切削抵抗を低下させる。後述する被削性に係る関係式ｆ６において、γ相の量の平方根には、κ相の量の６倍もの係数が与えられている。一方、κ相は、γ相、μ相のように相境界に偏在することはなく、α相と共に金属組織を形成し、軟らかいα相と共存することにより、被削性を改善する機能が発揮される。言い換えると、κ相が軟らかいα相と共存することにより、κ相の被削性を改善する機能が活かされ、この機能は、κ相の量やα相とκ相の混合状態に応じて発揮される。したがって、α相とκ相の分布状態も被削性に影響し、粗大なα相が形成されると被削性が悪くなる。γ相の占める割合が大幅に制限されている場合、κ相の量が約５０％付近を境にして、切屑分断性を向上させる効果や、切削抵抗を低減する効果が飽和し、さらにκ相の量が増すにしたがって徐々に悪くなっていく。すなわち、κ相が多くなり過ぎても、軟質のα相との構成比率、混合状態が悪くなり、切屑の分断性が低下していく。そしてκ相の割合が約５０％を超えると、強度の高いκ相の影響が強くなり、切削抵抗が徐々に高くなっていく。
少量のＰｂと、被削性能に優れるγ相の面積率を０．３％以下、好ましくは０．１％或いは０％に制限した状態で優れた被削性を得るためには、κ相の量だけではなく、α相の被削性を向上させる必要がある。すなわち、α相内に針状のκ相、κ１相を存在させることにより、α相の被削性が向上し、延性をほとんど損なわずに、合金の被削性能が向上する。そしてα相内に存在するκ１相の量が増えるにしたがって、合金の被削性がさらに向上する。但し、関係式や製造プロセスにもよるが、金属組織中のκ相が増加にともなって、α相中のκ１相の量も増える。過剰な量のκ１相の存在は、α相自体の延性を低下させ、合金の延性、冷間加工性、衝撃特性に悪影響を与えるので、κ相の占める割合を６０％以下にする必要があり、κ相は、好ましくは５８％以下または５６％以下である。以上により、金属組織中に占めるκ相の割合として、約３３％〜約５６％が、延性、冷間加工性、強度、衝撃特性、耐食性、高温特性、被削性、耐摩耗性のバランスの観点から最適である。また、ｆ１、ｆ２の値にもよるが、κ相の占める割合が３３％以上、５６％以下であると、α相中のκ１相の量も増え、Ｐｂの含有量が０．０２０ｍａｓｓ％未満でも良好な被削性が確保できる。

（α相中での細長く針状のκ相（κ１相）の存在）
上述した組成、組成関係式ｆ１、ｆ２、プロセスの要件を満たすと、α相内に、針状のκ相が存在するようになる。このκ相は、α相より硬質である。α相内に存在するκ相（κ１相）の厚みは、約０．１μｍから約０．２μｍ程度（約０．０５μｍ〜約０．５μｍ）であり、厚みが薄く、細長く、針状であることが特徴である。α相中に、針状のκ１相が存在することにより、以下の効果が得られる。
１）α相が強化され、合金としての引張強さが向上する。
２）α相の被削性が向上し、合金の切削抵抗の低下や切屑分断性の向上などの被削性が向上する。
３）α相内に存在するため、合金の耐食性に悪い影響を及ぼさない。
４）α相が強化され、合金の耐摩耗性が向上する。
５）α相内に存在するため、延性、衝撃特性への影響は、軽微である。
α相中に存在する針状のκ相は、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｓｉなどの構成元素や関係式ｆ１、ｆ２、そして製造プロセスに影響される。本実施形態の組成、金属組織の要件が満たされる場合、Ｓｉがκ１相の存在を左右する主因子の１つであり、一例として、Ｓｉ量が約２．９５ｍａｓｓ％以上であるとα相中にκ１相が存在し始める。Ｓｉ量が約３．０５ｍａｓｓ％以上で、κ１相が明瞭になり、約３．１５ｍａｓｓ％以上で、より明瞭にκ１相が存在するようになる。また、κ１相の存在は、関係式に影響を受け、例えば組成関係式ｆ２が６１．５以下であることが必要であり、ｆ２が、６１．２、６１．０になるにしたがって、κ１相がより多く存在するようになる。
一方、結晶粒の大きさが２〜１００μｍのα結晶粒、またはα相中において、κ１相の幅がわずか約０．２μｍであっても、κ１相の占める割合が大きくなる、すなわちκ１相の量が多くなりすぎると、α相の持つ延性や衝撃特性が損なわれる。α相中でのκ１相の量は、主として、金属組織中のκ相の量と連動し、Ｃｕ、Ｓｉ、Ｚｎの含有量、関係式ｆ１、ｆ２、製造プロセスに強く影響を受ける。主因子である金属組織中のκ相の占める割合が６０％を超えると、α相中に存在するκ１相の量が多くなりすぎる。α相中に存在する適切な量のκ１相の観点から、金属組織中のκ相の量は、６０％以下であり、好ましくは５８％以下、より好ましくは５４％以下であり、延性、冷間加工性や衝撃特性を重視した場合は、好ましくは、５４％以下であり、さらに好ましくは、５０％以下である。また、κ相の占める割合が高く、ｆ２の値が低い場合、κ１相の量が多くなる。逆に、κ相の占める割合が低く、ｆ２の値が高いと、α相中に存在するκ１相の量が少なくなる。
α相内に存在するκ１相は、金属顕微鏡で、５００倍の倍率で、場合によっては約１０００倍に拡大すると、細い線状物、針状物として確認できる。しかし、κ１相の面積率を算出するのは困難なため、α相中のκ１相は、α相の面積率に含めるものとする。

（組織関係式ｆ３、ｆ４、ｆ５）
優れた耐食性、延性、衝撃特性、高温特性を得るためには、α相、κ相の占める割合の合計（組織関係式ｆ３＝（α）＋（κ））が、９８．６％以上である。ｆ３の値は、好ましくは９９．３％以上であり、より好ましくは９９．５％以上である。同様にα相、κ相、γ相、μ相の占める割合の合計（組織関係ｆ４＝（α）＋（κ）＋（γ）＋（μ））は、９９．７％以上であり、好ましくは９９．８％以上である。
さらに、γ相、μ相の占める合計の割合（ｆ５＝（γ）＋（μ））が０％以上１．２％以下である。ｆ５の値は、好ましくは０．５％以下である。
ここで、金属組織の関係式ｆ３〜ｆ６において、α相、β相、γ相、δ相、ε相、ζ相、η相、κ相、μ相、χ相の１０種類の金属相を対象としており、金属間化合物、Ｐｂ粒子、酸化物、非金属介在物、未溶解物質などは対象としていない。また、α相に存在する針状のκ相（κ１相）は、α相に含め、５００倍または１０００倍の金属顕微鏡では観察できないμ相は除外される。なお、Ｓｉ、Ｐ及び不可避的に混入する元素（例えばＦｅ，Ｃｏ，Ｍｎ）によって形成される金属間化合物は、金属相の面積率の適用範囲外である。しかし、これら金属間化合物は被削性に影響を与えるので、不可避不純物を注視しておく必要がある。

（組織関係式ｆ６）
本実施形態の合金においては、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金においてＰｂの含有量を最小限に留めながらも被削性が良好であり、そして衝撃特性、延性、冷間加工性、耐圧特性、常温、高温強度、耐食性の全てを満足させる必要がある。しかしながら、被削性と衝撃特性、延性、耐食性とは、相反する特性である。
金属組織的には、被削性能に最も優れるγ相を多く含む方が、被削性はよいが、衝撃特性、延性、強度、耐食性その他の特性の点からは、γ相は少なくしなければならない。γ相の占める割合が０．３％以下の場合、実験結果より上述の組織関係式ｆ６の値を適正な範囲とすることが、良好な被削性を得るために必要であることが分かった。

γ相は、被削性能に最も優れるため、被削性能に関する組織関係式ｆ６において、γ相の占める割合（（γ）（％））の平方根の値に６倍の高い係数が与えられる。一方、κ相の係数は１である。κ相は、α相と共に金属組織を形成し、γ相、μ相のような相境界に偏在することはなく、存在割合に応じて効果を発揮する。良好な被削性能を得るには、組織関係式ｆ６の値は３０以上である必要がある。ｆ６は、好ましくは３３以上であり、より好ましくは３５以上である。
一方、組織関係式ｆ６が、６２を超えると、被削性は却って悪くなり、衝撃特性、延性の悪化が目立つようになる。このため、組織関係式ｆ６は６２以下である必要がある。ｆ６の値は、好ましくは５８以下であり、より好ましくは５４以下である。

＜特性＞
（常温強度及び高温特性）
飲料水のバルブ、器具、水素ステーション、水素発電などの水素に関わるか、または高圧水素環境にある容器、継手、配管、バルブ、自動車のバルブ、継手をはじめ様々な分野で必要な強度としては、引張強さが重要視されている。また、例えば自動車のエンジンルームに近い環境で使用されるバルブや高温・高圧バルブは、最高約１５０℃の温度環境に曝されるが、その時、圧力、応力が加わった時に変形や破壊されないことが要求される。圧力容器の場合、その許容応力は、引張強さに影響される。圧力容器には、用途、使用条件に応じ、必要最小限の延性、衝撃特性が要求され、適宜、強度とのバランスで決定される。また、自動車部品を始め本実施形態の使用対象となる部材、部品の薄肉化、軽量化の強い要請がある。
そのためには、熱間加工材である熱間押出材、熱間圧延材及び熱間鍛造材は、常温での引張強さが５５０Ｎ／ｍｍ^２以上の高強度材であることが好ましい。常温での引張強さは、より好ましくは５８０Ｎ／ｍｍ^２以上で、さらに好ましくは６００Ｎ／ｍｍ^２以上、最適には６２５Ｎ／ｍｍ^２以上である。バルブや圧力容器の多くは、熱間鍛造で作られ、５８０Ｎ／ｍｍ^２以上、好ましくは６００Ｎ／ｍｍ^２以上の引張強さを有することができれば、本実施形態の合金は、水素脆化が起こらないので、例えば低温脆性で問題となる水素用バルブ、水素発電用バルブなどの代替ができるようになり、産業用の利用価値が高まる。なお、熱間鍛造材は、一般的に冷間加工が施されない。例えばショットによって、表面を硬化させることができるが、実質的に０．１〜１．５％程度の冷間加工率に過ぎず、引張強さの向上は２〜１５Ｎ／ｍｍ^２程度である。
本実施形態の合金は、材料の再結晶温度より高い適正な温度条件で熱処理を施す、或いは適切な熱履歴を施すことにより、引張強さが向上する。具体的には、熱処理前の熱間加工材に比べ、組成や熱処理条件にもよるが、約１０〜約１００Ｎ／ｍｍ^２向上する。コルソン合金やＴｉ−Ｃｕのような時効硬化型合金以外に、再結晶温度より高温の熱処理により、引張強度が上昇する例は、銅合金においてほとんど見当たらない。本実施形態の合金で強度が向上する理由は、以下のように考えられる。５０５℃以上５７５℃以下の適切な条件で熱処理を行うことにより、マトリックスのα相やκ相が軟らかくなる。一方、α相内に針状のκ相が存在することによりα相が強化されること、γ相の減少によって延性が増大し破壊に耐えうる最大荷重が増すこと、及びκ相の割合が増すことが、α相、κ相の軟化を大きく上回る。これらにより、熱間加工材に比べ、耐食性だけでなく、引張強さ、延性、衝撃値、冷間加工性ともに大幅に向上し、高強度で、高延性、高靱性な合金に仕上がる。
一方、熱間加工材は、場合によっては、適切な熱処理後、冷間で抽伸、伸線、圧延され強度が向上する。本実施形態の合金では、冷間加工が施される場合、冷間加工率が１５％以下では、引張強さは、冷間加工率１％につき、約１２Ｎ／ｍｍ^２上昇する。その反面、衝撃特性は、冷間加工率１％につき、約４％減少する。または、熱処理材の衝撃値をＩ_０、冷間加工率をＲＥ％とすると、冷間加工後の衝撃値Ｉ_Ｒは、冷間加工率２０％以下の条件で概ね、Ｉ_Ｒ＝Ｉ_０×（２０／（２０＋ＲＥ））で整理できる。例えば、引張強さが５８０Ｎ／ｍｍ^２、衝撃値が３０Ｊ／ｃｍ^２の合金材に対して、冷間加工率５％の冷間抽伸を施し、冷間加工材を作製した場合、冷間加工材の引張強さは約６４０Ｎ／ｍｍ^２となり、衝撃値は約２４Ｊ／ｃｍ^２になる。冷間加工率が異なると、一義的に引張強さ、衝撃値は決められない。
このように、冷間加工を施すと、引張強さは高くなるが、衝撃値、伸びは低下する。用途に応じ、目標とする強度、伸び、衝撃値を得るために、適正な冷間加工率を設定する必要がある。
他方、抽伸、伸線、圧延の冷間加工を行い、次いで適切な条件の熱処理を施すと、熱間加工材、特に熱間押出材に比して、引張強さ、伸び、衝撃特性がともに高まる。なお、鍛造品等で引張試験が実施できないことがある。その場合、ロックウエルＢスケール（ＨＲＢ）と引張強さ（Ｓ）には強い相関関係があるので、簡便的に、ロックウエルＢスケールで測定し、引張強さの推定が可能である。但し、この相関関係は、本実施形態の組成を満たし、ｆ１〜ｆ６の要件を満たしていることが前提である。
ＨＲＢ：６５以上８８以下の時：Ｓ＝４．３×ＨＲＢ＋２４２
ＨＲＢ：８８超え９９以下の時：Ｓ＝１１．８×ＨＲＢ−４２２
ＨＲＢが、６５、７５、８５、８８、９３、９８の時の引張強さは、各々概ね、５２０、５６５、６１０、６２５、６７５、７３５Ｎ／ｍｍ^２と見積もられる。
高温特性に関しては、室温の０．２％耐力に相当する応力を負荷した状態で、１５０℃で１００時間、銅合金を保持した後のクリープひずみが０．３％以下であることが好ましい。このクリープひずみは、より好ましくは０．２％以下であり、さらに好ましくは０．１５％以下である。この場合、高温高圧バルブ、自動車のエンジンルームに近いバルブ材等のように高温に晒されても、変形しにくく、高温特性に優れる。

被削性が良好で、引張強さが高くても、延性、冷間加工性に乏しい場合、その用途は制限される。冷間加工性に関し、例えば、水道関連器具、配管部品、自動車、電気部品の用途で、熱間鍛造材、切削加工材に軽度なかしめ加工や曲げなどの冷間加工が施されることがあり、割れないことが必要である。被削性は、切りくずが分断されるために、材料に一種の脆さを求められるが、冷間加工性とは、相反する特性である。同様に、引張強さと延性とは相反する特性であるが、引張強さと延性（伸び）において高度のバランスが取れることが望ましい。すなわち、少なくとも引張強さが５５０Ｎ／ｍｍ^２以上、伸びが１２％以上であり、引張強さ（Ｓ）と｛（伸び（Ｅ％）＋１００）／１００｝の１／２乗の積、ｆ８＝Ｓ×｛（Ｅ＋１００）／１００｝^１／２の値が、好ましくは６７５以上であることが、１つの高強度・高延性材料の尺度となる。ｆ８は、より好ましくは６９０以上であり、さらに好ましくは７００以上である。２〜１５％の冷間加工率での冷間加工を含む場合、１２％以上の伸びと６３０Ｎ／ｍｍ^２以上、さらには６５０Ｎ／ｍｍ^２以上の引張強さを兼ね備えることができ、ｆ８は、６９０以上、さらには７００以上に達する。
なお、鋳物については、結晶粒が粗大になりやすく、ミクロ的な欠陥が含むこともあるので適用外とする。

６０ｍａｓｓ％のＣｕ、３ｍａｓｓ％のＰｂを含み、残部がＺｎと不可避不純物からなるＰｂを含有する快削黄銅の場合、熱間押出材、熱間鍛造品の常温での引張強さは３６０Ｎ／ｍｍ^２〜４００Ｎ／ｍｍ^２で、伸びは３５％〜４５％である。すなわち、ｆ８は、約４５０である。また室温の０．２％耐力に相当する応力を負荷した状態で合金を１５０℃に１００時間晒した後であっても、クリープひずみは約４〜５％である。このため、本実施形態の合金の引張強さ、耐熱性は、従来のＰｂを含有する快削黄銅に比べて高い水準である。すなわち、本実施形態の合金は、耐食性に優れ、室温で高い強度を備え、その高い強度を付加して高温に長時間曝してもほとんど変形しないため、高い強度を生かして薄肉・軽量が可能となる。特に高圧ガス、高圧水素用のバルブなどの鍛造材の場合、実質的に冷間加工を施すことができないので、高い強度を活かし、許容圧力の増大、或いは薄肉、軽量化を図れる。
また、Ｐｂを３％含有する快削性銅合金は、かしめ加工等の冷間加工性に乏しい。
本実施形態の合金の高温特性は、押出材、冷間加工を施した材料もほぼ同じである。すなわち、冷間加工を施すことにより、０．２％耐力は高まるが、その冷間加工により高まった０．２％耐力に相当する荷重を加えた状態であっても合金を１５０℃に１００時間晒した後のクリープひずみが０．３％以下であって高い耐熱性を備えている。高温特性は、β相、γ相、μ相の面積率に主として影響され、それらの面積率が高いほど、悪くなる。また、高温特性は、α相の結晶粒界や、相境界に存在するμ相、γ相の長辺の長さが長いほど悪くなる。

（耐衝撃性）
一般的に、材料が高い強度を有する場合、脆くなる。切削において切り屑の分断性に優れる材料は、ある種の脆さを有すると言われている。衝撃特性と被削性、衝撃特性と強度とは、ある面において相反する特性である。
しかしながら、バルブ、継手などの飲料水器具、自動車部品、機械部品、工業用配管等、様々な部材に銅合金が使用される場合、銅合金には、高強度であるだけでなく、衝撃に対して耐える特性が必要である。具体的には、Ｕノッチ試験片でシャルピー衝撃試験を行ったときに、シャルピー衝撃試験値（Ｉ）は、１２Ｊ／ｃｍ^２以上が好ましい。冷間加工を含む場合、その加工率が高くなるにつれて、衝撃値は低下するが、より好ましくは、１５Ｊ／ｃｍ^２以上である。一方、冷間加工が施されていない熱間加工材では、シャルピー衝撃試験値は、好ましくは１５Ｊ／ｃｍ^２以上であり、より好ましくは１６Ｊ／ｃｍ^２以上であり、更に好ましくは２０Ｊ／ｃｍ^２以上、最適には、２４Ｊ／ｃｍ^２以上である。本実施形態の合金は、被削性に優れた合金に関わり、シャルピー衝撃試験値は、５０Ｊ／ｃｍ^２を超える必要は特にない。むしろ、シャルピー衝撃試験値が５０Ｊ／ｃｍ^２を超えると、延性や靭性が増すため、切削抵抗が高くなり、切り屑が連なりやすくなり、被削性が悪くなる。このため、シャルピー衝撃試験値は、５０Ｊ／ｃｍ^２以下が好ましい。
材料の強度、被削性に貢献する硬質のκ相が増えすぎたり、κ１相の量が増え過ぎると、靱性すなわち衝撃特性は低下する。このため、強度や被削性と、衝撃特性（靱性）とは、相反する特性である。以下の式により、強度・伸びに衝撃特性を加味した強度・伸び・衝撃バランス指数ｆ９を定義する。
熱間加工材に関して、引張強さ（Ｓ）が５５０Ｎ／ｍｍ^２以上、伸び（Ｅ）が１２％以上、シャルピー衝撃試験値（Ｉ）が１２Ｊ／ｃｍ^２以上であり、かつ、Ｓと｛（Ｅ＋１００）／１００｝の１／２乗の積とＩの和、ｆ９＝Ｓ×｛（Ｅ＋１００）／１００｝^１／２＋Ｉが、好ましくは７００以上、より好ましくは、７１５以上、さらに好ましくは、７２５以上であると、高強度で、高い伸び、および靱性を備えた材料であると言える。加工率２〜１５％の冷間加工を含む場合、さらに好ましくは、ｆ９が７４０以上である。
前記の強度・延性バランス指数ｆ８が６７５以上であるか、又は強度・延性・衝撃バランス指数ｆ９が７００以上のいずれかを満足することが好ましい。衝撃特性と伸びは、両方とも延性の尺度であるが、静的な延性と瞬時の延性と区別され、ｆ８、ｆ９の両方を満たすのがより好ましい。

衝撃特性は、金属組織と密接な関係があり、γ相、μ相は衝撃特性を悪化させる。また、α相の結晶粒界、α相、κ相の相境界に、γ相、μ相が存在すると結晶粒界及び相境界が脆弱化し、衝撃特性が悪くなる。前記のとおり、面積率だけでなく、γ相、μ相の長辺の長さも衝撃特性に影響を与える。

＜製造プロセス＞
次に、本発明の第１、２の実施形態に係る高強度快削性銅合金の製造方法について説明する。
本実施形態の合金の金属組織は、組成だけでなく製造プロセスによっても変化する。熱間押出、熱間鍛造の熱間加工温度、熱処理条件に影響されるだけでなく、熱間加工や熱処理における冷却過程での平均冷却速度（単に、冷却速度という）が影響する。鋭意研究を行った結果、熱間加工や熱処理の冷却過程において、４５０℃から４００℃の温度領域における冷却速度、および５７５℃から５２５℃の温度領域における冷却速度に金属組織が大きく影響されることが分かった。
本実施形態の製造プロセスは、本実施形態の合金にとって必要なプロセスであり、組成との兼ね合いもあるが、基本的に、以下の重要な役割を果たす。
１）延性、強度、衝撃特性、耐食性を悪化させるγ相を大幅に減少または皆無にし、γ相の長辺の長さを小さくする。
２）延性、強度、衝撃特性、耐食性を悪化させるμ相の生成を抑制し、μ相の長辺の長さを制御する。
３）α相内に針状のκ相を出現させる。

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

（熱間加工）
熱間加工としては、熱間押出、熱間鍛造、熱間圧延が挙げられる。
例えば熱間押出に関して、設備能力にもよるが、実際に熱間加工される時の材料温度、具体的には押出ダイスを通過直後の温度（熱間加工温度）が６００〜７４０℃である条件で熱間押出を実施することが好ましい。７４０℃を超えた温度で熱間加工すると、塑性加工時にβ相が多く形成され、β相が残留することがあり、γ相も多く残留し、冷却後の構成相に悪影響を与える。また、次の工程で熱処理を施しても、熱間加工材の金属組織が影響する。熱間加工温度は、６７０℃以下が好ましく、６４５℃以下がより好ましい。熱間押出を６４５℃以下で実施すると、熱間押出材のγ相は少なくなる。さらに、α相が細かい粒形状となり、強度が向上する。このγ相の少ない熱間押出材を用いて、熱間鍛造材、そして熱間鍛造後熱処理材を作製した場合、熱間鍛造材、熱処理材のγ相の量はより少なくなる。
そして熱間押出後の冷却速度の工夫により、被削性、耐食性等の諸特性を備えた材料を得ることもできる。すなわち、熱間押出後の冷却過程で、５７５℃から５２５℃の温度領域において、０．１℃／分以上３℃／分以下の冷却速度で冷却すると、γ相が減少する。冷却速度が３℃／分を超えると、γ相の量の減少が不十分となる。５７５℃から５２５℃の温度領域における冷却速度は、好ましくは１．５℃／分以下であり、より好ましくは１℃／分以下である。次に、４５０℃から４００℃の温度領域における冷却速度を３℃／分以上５００℃／分以下とする。４５０℃から４００℃の温度領域における冷却速度は、好ましくは４℃／分以上であり、より好ましくは８℃／分以上である。これにより、μ相の増加を防ぐ。
なお、次工程または最終工程で、熱処理を行う場合、熱間加工後の５７５℃から５２５℃の温度領域での冷却速度、４５０℃から４００℃の温度領域における冷却速度の制御は必要ない。
また、熱間加工温度が低い場合、熱間での変形抵抗が高くなる。変形能の点から、熱間加工温度の下限は、好ましくは６００℃以上である。押出比が５０以下の場合や、比較的単純な形状に熱間鍛造する場合では、６００℃以上で熱間加工は実施できる。余裕をみて熱間加工温度の下限は、好ましくは６０５℃である。設備能力にもよるが、熱間加工温度は、可能な限り低いほうが好ましい。
実測が可能な測定位置に鑑みて、熱間加工温度は、熱間押出、熱間鍛造、熱間圧延後から約３秒後または４秒後の実測が可能な熱間加工材の温度と定義する。金属組織は、大きな塑性変形を受けた加工直後の温度に影響を受ける。

本実施形態では、熱間での塑性加工後の冷却過程において、５７５℃から５２５℃までの温度領域を０．１℃／分以上、３℃／分以下の平均冷却速度で冷却する。次いで、４５０℃から４００℃までの温度領域を３℃／分以上、５００℃／分以下の平均冷却速度で冷却する。
Ｐｂを１〜４ｍａｓｓ％の量で含有する黄銅合金は、銅合金の押出材の大半を占めるが、この黄銅合金の場合、押出径が大きいもの、例えば、直径が約３８ｍｍを超えるものを除き、通例では、熱間押出後にコイルに巻き取られる。押出中の鋳塊（ビレット）は、押出装置により熱を奪われ温度が低下する。押出材は、巻き取り装置に接触することによって熱を奪われ、更に温度が低下する。押出当初の鋳塊の温度から、または押出材の温度から、約５０℃〜１００℃の温度の低下は、比較的早い冷却速度で起こる。その後に巻き取られたコイルは、保温効果により、コイルの重量等にもよるが、４５０℃から４００℃までの温度領域を、約２℃／分の比較的ゆっくりとした冷却速度で冷却される。材料温度が約３００℃に達した時、それ以降の冷却速度はさらに遅くなるので、ハンドリングを考慮して水冷されることもある。Ｐｂを含有する黄銅合金の場合、約６００〜７００℃で熱間押出されるが、押出直後の金属組織には、熱間加工性に富むβ相が多量に存在する。押出後の冷却速度が速いと、冷却後の金属組織に多量のβ相が残留し、耐食性、延性、衝撃特性、高温特性が悪くなる。それを避けるために、押出コイルの保温効果等を利用した比較的遅い冷却速度で冷却することにより、β相をα相に変化させ、α相に富んだ金属組織にしている。前記のように、押出直後は、押出材の冷却速度が比較的速いので、その後の冷却を遅くすることにより、α相に富んだ金属組織にしている。なお、特許文献１には、冷却速度の記載はないが、β相を少なくし、β相を孤立させる目的で、押出材の温度が１８０℃以下になるまで徐冷すると開示している。
以上により、本実施形態の合金は、従来のＰｂを含有する黄銅合金の製造方法とは熱間加工後の冷却過程において全く異なる冷却速度で製造している。

（熱間鍛造）
熱間鍛造の素材としては、主として熱間押出材が用いられるが、連続鋳造棒も用いられる。熱間押出に比べ、熱間鍛造は複雑形状に加工するので、鍛造前の素材の温度は高い。しかし、鍛造品の主要部位となる大きな塑性加工が施された熱間鍛造材の温度、すなわち鍛造直後から約３秒後または４秒後の材料温度は、熱間押出材と同様、６００℃から７４０℃が好ましい。
なお、熱間押出棒の製造時の押出温度を低くし、γ相が少ない金属組織にしておけば、この熱間押出棒に対して熱間鍛造を施す場合、熱間鍛造温度が高くとも、γ相の少ない状態が維持された熱間鍛造組織が得られる。
さらに、鍛造後の冷却速度の工夫により、耐食性、被削性等の諸特性を備えた材料を得ることができる。すなわち、熱間鍛造後、約３秒または４秒経過時点での鍛造材の温度は６００℃以上７４０℃以下である。その後の冷却過程で、５７５℃から５２５℃の温度領域、特に５７０℃から５３０℃の温度領域において、０．１℃／分以上３℃／分以下の冷却速度で冷却すると、γ相が減少する。５７５℃から５２５℃までの温度領域での冷却速度の下限値は、経済性を考慮して０．１℃／分以上としており、一方、冷却速度が３℃／分を超えると、γ相の量の減少が不十分となる。好ましくは１．５℃／分以下であり、より好ましくは１℃／分以下である。そして、４５０℃から４００℃の温度領域における冷却速度を３℃／分以上５００℃／分以下とする。４５０℃から４００℃の温度領域における冷却速度は、好ましくは４℃／分以上であり、より好ましくは８℃／分以上である。これにより、μ相の増加を防ぐ。このように５７５〜５２５℃の温度領域では、３℃／分以下、好ましくは１．５℃／分以下の冷却速度で冷却する。また４５０から４００℃の温度領域では、３℃／分以上、好ましくは４℃／分以上の冷却速度で冷却する。このように、５７５〜５２５℃の温度領域では冷却速度を遅くし、４５０℃から４００℃の温度領域では反対に冷却速度を早くすることにより、より好適な材料に仕上がる。熱間押出材は一方向の塑性加工であるが、鍛造品は、一般的に複雑な塑性変形であるので、γ相の減少の度合い、γ相の長辺の長さの減少の度合いは、熱間押出材よりも大きい。

（熱間圧延）
熱間圧延の場合は、繰り返し圧延されるが、最終の熱間圧延温度（３〜４秒経過後の材料温度）は、好ましくは６００℃以上７４０℃以下であり、より好ましくは６０５℃以上６７０℃以下である。熱間圧延材の冷却は、熱間押出と同様、５７５℃から５２５℃の温度領域において、０．１℃／分以上３℃／分以下の冷却速度で冷却し、次に、４５０℃から４００℃の温度領域における冷却速度を３℃／分以上５００℃／分以下とする。
なお、次工程または最終工程で、再度熱処理を行う場合、熱間加工後の５７５℃から５２５℃の温度領域での冷却速度、４５０℃から４００℃の温度領域における冷却速度の制御は必要ない。

（熱処理）
銅合金の主たる熱処理は、焼鈍とも呼ばれ、例えば熱間押出では押出できない小さなサイズに加工する場合、冷間抽伸、或は冷間伸線後に、必要に応じて熱処理が行われ、再結晶させ、すなわち通常は材料を軟らかくする目的で実施される。また、熱間加工材においても、加工ひずみのほとんどない材料が要望される場合や、適正な金属組織にする場合など、必要に応じて熱処理が実施される。
Ｐｂを含有する黄銅合金においても、必要に応じて熱処理が実施される。特許文献１のＢｉを含む黄銅合金の場合、３５０〜５５０℃で、１〜８時間の条件で熱処理される。
本実施形態の合金の場合、まず、５２５℃以上５７５℃以下の温度で、１５分以上、８時間以下で保持すると、引張強さ、延性、耐食性、衝撃特性、高温特性が向上する。しかし、材料の温度が６２０℃を超えた条件で熱処理すると、却ってγ相、またはβ相が多く形成され、α相が粗大化する。熱処理条件としては、熱処理の温度は、５７５℃以下がよい。
一方、５２５℃より低い温度の熱処理でも可能であるが、γ相の減少の度合いが急激に小さくなって時間を要する。少なくとも５０５℃以上であって、５２５℃未満の温度では、１００分以上、好ましくは１２０分以上の時間が必要となる。さらに５０５℃より低い温度で長時間の熱処理は、γ相の減少が僅かに留まるか、またはほとんどγ相が減少せず、条件によってはμ相が出現する。
熱処理の時間（熱処理の温度で保持される時間）は、５２５℃以上５７５℃以下の温度で、少なくとも、１５分以上保持する必要がある。保持時間は、γ相の減少に寄与するので、好ましくは４０分以上であり、より好ましくは８０分以上である。保持時間の上限は、８時間であり、経済性から４８０分以下であり、好ましくは２４０分以下である。または、前記のとおり、５０５℃以上、好ましくは５１５℃以上５２５℃未満の温度では、１００分以上、好ましくは１２０分以上、４８０分以下である。
この温度での熱処理の利点は、熱処理前の材料のγ相の量が少ない場合、α相、κ相の軟化を最小限にとどめ、α相の粒成長がほとんど起こらなく、より高い強度を得ることができる。また、強度や被削性に寄与するκ１相は、５１５℃以上５４５℃以下の熱処理で、最も多く存在するようになる。κ１相は、前記温度から高くなる、または低くなるにしたがって、κ１相の量は少なくなり、５００℃以下、５９０℃以上では、ほとんど存在しなくなる。
もう１つの熱処理方法として、熱間押出材、熱間鍛造品、熱間圧延材または、冷間で抽伸、伸線など加工された材料が、熱源内を移動する連続熱処理炉の場合、材料温度が６２０℃を超えると前記のごとく問題である。しかし、一旦、５２５℃以上好ましくは５３０℃以上で、６２０℃以下、好ましくは５９５℃以下に材料の温度を上げ、次いで５２５℃以上５７５℃以下の温度領域で１５分以上保持することに相当する条件、すなわち、５２５℃以上５７５℃以下の温度領域で保持される時間と、保持後、冷却において５２５℃以上５７５℃以下の温度域を通過する時間との合計が、１５分以上であることにより、金属組織の改善が可能となる。連続炉の場合、最高到達温度で保持される時間が短いので、５７５℃から５２５℃までの温度領域での冷却速度は、好ましくは０．１℃／分以上３℃／分以下であり、より好ましくは２℃／分以下であり、さらに好ましくは１．５℃／分以下である。勿論、５７５℃以上の設定温度に拘りはなく、例えば、最高到達温度が５４５℃の場合、５４５℃から５２５℃の温度を少なくとも１５分以上保持すればよい。仮に最高到達温度である５４５℃に完全に達し、その保持時間が０分の場合、５４５℃から５２５℃の温度領域を１．３℃／分以下の平均冷却速度になる条件で通過させればよい。すなわち、５２５℃以上の温度領域で２０分以上保持されれば、５２５℃から６２０℃の範囲内であれば最高到達温度は問題ではない。連続炉に限らず、保持時間の定義は、最高到達温度マイナス１０℃に達した時からの時間とするものとする。
これらの熱処理においても、材料は常温まで冷却されるが、冷却過程において、４５０℃から４００℃の温度領域での冷却速度を３℃／分以上５００℃／分以下とする必要がある。４５０℃から４００℃の温度領域での冷却速度は、好ましくは４℃／分以上である。すなわち、５００℃付近を境にして冷却速度を早くする必要がある。一般的には、炉からの冷却では、より低い温度の方が、例えば５５０℃より４３０℃の方が冷却速度は遅くなる。

（鋳物の熱処理）
最終製品が、鋳物の場合においても、鋳込み後、常温まで冷却された鋳物を以下の（１）〜（４）のいずれかの条件で銅合金を加熱、冷却する。
（１）５２５℃以上５７５℃以下の温度で１５分から８時間保持するか、
（２）５０５℃以上５２５℃未満の温度で１００分から８時間保持するか、
（３）一旦、５２５℃以上、６２０℃以下まで材料の温度を上げ、次いで５２５℃以上５７５℃以下の温度領域で１５分以上保持するか、または
（４）上記（３）に相当する条件、具体的には、５２５℃以上５７５℃以下の温度領域を０．１℃／分以上３℃／分以下の平均冷却速度で冷却する。
次いで、４５０℃から４００℃までの温度領域を３℃／分以上、５００℃／分以下の平均冷却速度で冷却することにより、金属組織の改善が可能となる。

２０００倍または５０００倍の電子顕微鏡で金属組織を観察すると、μ相が存在するか否かの境界の冷却速度は、４５０℃から４００℃までの温度領域において約８℃／分である。特に、諸特性に大きな影響を与える臨界の冷却速度は、約３℃／分、或は約４℃／分である。勿論、μ相の出現は、組成にも依存し、Ｃｕ濃度が高く、Ｓｉ濃度が高く、金属組織の関係式ｆ１の値が高いほど、μ相の形成が速く進む。
すなわち、４５０℃から４００℃までの温度領域の冷却速度が約８℃／分より遅いと、粒界に析出するμ相の長辺の長さが約１μｍに達し、冷却速度が遅くなるに従ってさらに成長する。そして冷却速度が約５℃／分になると、μ相の長辺の長さが約３μｍから１０μｍになる。冷却速度が約３℃／分未満となると、μ相の長辺の長さが１５μｍを超え、場合によっては２５μｍを超える。μ相の長辺の長さが約１０μｍに達すると、１０００倍の金属顕微鏡で、μ相が結晶粒界と区別でき、観察することが可能となる。一方、冷却速度の上限は、熱間加工温度などにもよるが、冷却速度が速すぎると、高温で形成された構成相がそのまま常温にまで持ちこされ、κ相が多くなり、耐食性、衝撃特性に影響を与えるβ相、γ相が増える。

現在、Ｐｂを含有する黄銅合金が、銅合金の押出材の大半を占める。このＰｂを含有する黄銅合金の場合、特許文献１にあるように、３５０〜５５０℃の温度で必要に応じて熱処理される。下限の３５０℃は、再結晶し、材料がほぼ軟化する温度である。上限の５５０℃では、再結晶が完了し、再結晶粒が粗大化し始める。また、温度を上げることによるエネルギー上の問題があり、また５５０℃超の温度で熱処理するとβ相が顕著に増加する。このため、上限が５５０℃であると考えられる。一般的な製造設備としては、バッチ炉、または、連続炉が用いられ、バッチ炉の場合は、炉冷後、約３００℃から約５０℃に達してから空冷される。連続炉の場合は、約３００℃に材料温度が下がるまでは比較的ゆっくりとした速度で冷却される。本実施形態の合金の製造方法とは異なる冷却速度で冷却される。

本実施形態の合金の金属組織に関して、製造工程で重要なことは、熱処理後、又は熱間加工後の冷却過程で、４５０℃から４００℃の温度領域における冷却速度である。冷却速度が３℃／分未満である場合、μ相の占める割合が増大する。μ相は、主として、結晶粒界、相境界を中心に形成される。厳しい環境下では、μ相は、α相、κ相に比べ耐食性が悪いので、μ相の選択腐食や粒界腐食の原因となる。また、μ相は、γ相と同様に、応力集中源になるか、或いは粒界滑りの原因になり、衝撃特性や、高温強度を低下させる。好ましくは、熱間加工後の冷却において、４５０℃から４００℃の温度領域における冷却速度は、３℃／分以上であり、好ましくは４℃／分以上であり、より好ましくは８℃／分以上であり、上限は、熱ひずみの影響を考慮して５００℃／分以下であり、好ましくは３００℃／分以下である。

（冷間加工工程）
高い強度を得るため、寸法精度を良くするため、または押出されたコイルを直線にするために、熱間押出材に対して冷間加工を施しても良い。例えば熱間押出材に対して、約２％〜約２０％、好ましくは約２％〜約１５％、より好ましくは約２％〜約１０％の加工率で冷間抽伸を施し、熱処理が施される。または熱間加工、次いで熱処理後、約２％〜約２０％、好ましくは約２％〜約１５％、より好ましくは約２％〜約１０％の加工率で、冷間で伸線加工、圧延加工が施され、場合によっては矯正工程が加えられる。最終製品の寸法によっては、冷間加工と熱処理が繰り返し、実施されることもある。なお、矯正設備のみにより棒材の直線度を向上させること、または熱間加工後の鍛造品にショットピーニングを施すことがあり、実質的な冷間加工率は、約０．１％〜約１．５％程度であるが、僅かな冷間加工率であっても、強度は高くなる。
冷間加工の利点は、合金の強度を高めることができる点である。熱間加工材に対して、２％〜２０％の加工率での冷間加工と、熱処理を組み合わせることにより、その順序が逆であっても、高い強度、延性、衝撃特性のバランスを取ることができ、用途に応じ、強度重視、延性や靱性重視の特性を得ることができる。
加工率２〜１５％の冷間加工後、本実施形態の熱処理を施す場合、熱処理により、α相、κ相の両相は十分回復するが、完全に再結晶せずに、両相に加工ひずみが残留する。同時に、γ相が減少する一方で、α相内に針状のκ相（κ１相）が存在しα相が強化され、そしてκ相が増える。この結果、延性、衝撃特性、引張強さ、高温特性、強度・延性バランス指数の何れもが、熱間加工材を上回り、バランス指数ｆ８は６９０以上、さらには、７００以上になる。または、ｆ９が、７１５以上、さらには７２５以上に達する。このような製造プロセスを採用することにより、耐食性に優れ、衝撃特性、延性、強度、被削性に優れた合金に仕上がる。
なお、快削性銅合金として、広く一般的に使用されている銅合金では、２〜１５％の冷間加工を施した後に、５０５℃〜５７５℃に加熱すると、再結晶により強度は大幅に低下する。すなわち、冷間加工を施した従来の快削銅合金では、再結晶熱処理により強度が大幅に低下するが、冷間加工を施した本実施形態の合金は逆に強度が上昇し、非常に高い強度を得る。このように、冷間加工を施した本実施形態の合金と従来の快削銅合金とは熱処理後の挙動が全く異なるものである。

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

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

このような製造方法によって、本発明の第１，２の実施形態に係る高強度快削性銅合金が製造される。
熱間加工工程、熱処理（焼鈍とも言う）工程、低温焼鈍工程は、銅合金を加熱する工程である。低温焼鈍工程を行わない場合、又は低温焼鈍工程の後に熱間加工工程や熱処理工程を行う場合（低温焼鈍工程が最後に銅合金を加熱する工程とならない場合）、冷間加工の有無に関わらず、熱間加工工程、熱処理工程のうち、後に行う工程が重要となる。熱処理工程の後に熱間加工工程を行うか、または熱間加工工程の後に熱処理工程を行わない場合（熱間加工工程が最後に銅合金を加熱する工程となる場合）、熱間加工工程は、上述した加熱条件と冷却条件を満たす必要がある。熱間加工工程の後に熱処理工程を行うか、または熱処理工程の後に熱間加工工程を行わない場合（熱処理工程が最後に銅合金を加熱する工程となる場合）、熱処理工程は、上述した加熱条件と冷却条件を満たす必要がある。例えば、熱間鍛造の工程の後に熱処理工程を行わない場合、熱間鍛造の工程は、上述した熱間鍛造の加熱条件と冷却条件を満たす必要がある。熱間鍛造の工程の後に熱処理工程を行う場合、熱処理工程が上述した熱処理の加熱条件と冷却条件を満たす必要がある。この場合、熱間鍛造の工程は、必ずしも上述した熱間鍛造の加熱条件と冷却条件を満たす必要はない。
低温焼鈍工程では、材料温度が２４０℃以上３５０℃以下であり、この温度は、μ相が生成するか否かに関わり、γ相が減少する温度範囲（５７５〜５２５℃、５２５〜５０５℃）とは関わらない。このように、低温焼鈍工程での材料温度は、γ相の増減に関わらない。このため、熱間加工工程や熱処理工程の後に、低温焼鈍工程を行う場合（低温焼鈍工程が最後に銅合金を加熱する工程となる場合）、低温焼鈍工程の条件と共に、低温焼鈍工程の前の工程（低温焼鈍工程の直前に銅合金を加熱する工程）の加熱条件や冷却条件が重要となり、低温焼鈍工程と低温焼鈍工程の前の工程は、上述した加熱条件と冷却条件を満たす必要がある。詳細には、低温焼鈍工程の前の工程において、熱間加工工程、熱処理工程のうち、後に行う工程の加熱条件や冷却条件も重要となり、上述した加熱条件と冷却条件を満たす必要がある。低温焼鈍工程の後に熱間加工工程や熱処理工程を行う場合、前述したように熱間加工工程、熱処理工程のうち、後に行う工程が重要となり、上述した加熱条件と冷却条件を満たす必要がある。なお、低温焼鈍工程の前又は後に熱間加工工程や熱処理工程を行っても良い。

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

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

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

（実施例１）
＜実操業実験＞
実操業で使用している低周波溶解炉及び半連続鋳造機を用いて銅合金の試作試験を実施した。表２に合金組成を示す。なお、実操業設備を用いていることから、表２に示す合金においては不純物についても測定した。また、製造工程は、表５〜表１１に示す条件とした。

（工程Ｎｏ．Ａ１〜Ａ１４、ＡＨ１〜ＡＨ１４）
実操業している低周波溶解炉及び半連続鋳造機により直径２４０ｍｍのビレットを製造した。原料は、実操業に準じたものを使用した。ビレットを長さ７００ｍｍに切断して加熱した。熱間押出を行って直径２５．６ｍｍの丸棒状とし、コイルに巻き取った（押出材）。次いで、コイルの保温とファンの調整により、５７５℃〜５２５℃の温度領域、及び４５０℃から４００℃の温度領域を２０℃／分の冷却速度で押出材を冷却した。４００℃以下の温度領域でも約２０℃／分の冷却速度で冷却した。温度測定は、熱間押出の終盤を中心に放射温度計を用いて行い、押出機より押出されたときから約３〜４秒後の押出材の温度を測定した。なお、温度測定には、大同特殊鋼株式会社製の型式ＤＳ−０６ＤＦの放射温度計を用いた。
その押出材の温度の平均値が表５，６に示す温度の±５℃（（表５，６に示す温度）−５℃〜（表５，６に示す温度）＋５℃の範囲内）であることを確認した。
工程Ｎｏ．ＡＨ１４では、押出温度を５８０℃とした。工程ＡＨ１４以外の工程では、押出温度を６４０℃とした。押出温度が５８０℃の工程Ｎｏ．ＡＨ１４では、準備した２種類の材料とも、最後まで押出できず、断念した。
押出後、工程Ｎｏ．ＡＨ１では、矯正のみを実施した。工程Ｎｏ．ＡＨ２では、直径２５．６ｍｍの押出材を直径２５．０ｍｍに冷間で抽伸した。
工程Ｎｏ．Ａ１〜Ａ６、ＡＨ３〜ＡＨ６では、直径２５．６ｍｍの押出材を直径２５．０ｍｍに冷間で抽伸した。抽伸材を実操業の電気炉又は実験室の電気炉で、所定の温度、時間で加熱保持し、冷却過程の５７５℃から５２５℃の温度領域での平均冷却速度、または４５０℃から４００℃の温度領域での平均冷却速度を変化させた。
工程Ｎｏ．Ａ７〜Ａ９、ＡＨ７〜ＡＨ８では、直径２５．６ｍｍの押出材を直径２５．０ｍｍに冷間で抽伸した。抽伸材を連続炉で熱処理し、最高到達温度、冷却過程の５７５℃から５２５℃の温度領域での冷却速度、または４５０℃から４００℃の温度領域での冷却速度を変化させた。
工程Ｎｏ．Ａ１０、Ａ１１では、直径２５．６ｍｍの押出材を熱処理した。次いで、工程Ｎｏ．Ａ１０、Ａ１１において、冷間加工率がそれぞれ約５％、約８％の冷間抽伸を施し、そして直径をそれぞれ２５ｍｍ、２４．５ｍｍにし、矯正した（熱処理後に抽伸、矯正）。
工程Ｎｏ．Ａ１２は、抽伸後の寸法がφ２４．５ｍｍであること以外は、工程Ｎｏ．Ａ１と同じ工程である。
工程Ｎｏ．Ａ１３、工程Ｎｏ．Ａ１４と、工程Ｎｏ．ＡＨ１２、工程Ｎｏ．ＡＨ１３では、熱間押出後の冷却速度を変え、冷却過程の５７５℃から５２５℃の温度領域での冷却速度、または４５０℃から４００℃の温度領域での冷却速度を変化させた。
熱処理条件に関して、表５，６に示すように、熱処理の温度を４９０℃から６３５℃まで変化させ、保持時間も５分から１８０分に変化させた。
なお、以下の表において、熱処理前に冷間抽伸を行った場合を“○”で示し、行わなかった場合を“−”で示した。
合金Ｎｏ．１に関しては、溶湯を保持炉に移し、Ｓｎ、Ｆｅを追加で含有させ、工程Ｎｏ．ＥＨ１、Ｅ１工程を施し、評価した。

（工程Ｎｏ．Ｂ１〜Ｂ３、ＢＨ１〜ＢＨ３）
工程Ｎｏ．Ａ１０で得られた直径２５ｍｍの材料（棒材）を、長さ３ｍに切断した。次いで、この棒材を型枠に並べ、矯正目的で低温焼鈍した。その時の低温焼鈍条件を表８に示す条件とした。
なお、表中の条件式の値は、以下の式の値である。
（条件式）＝（Ｔ−２２０）×（ｔ）^１／２
Ｔ：温度（材料温度）（℃）、ｔ：加熱時間（分）
結果は、工程Ｎｏ．ＢＨ１のみが、直線度が悪かった。このため、工程Ｎｏ．ＢＨ１で作製された銅合金に関して、特性の評価を行わなかった。

（工程Ｎｏ．Ｃ０、Ｃ１）
実操業している低周波溶解炉及び半連続鋳造機により直径２４０ｍｍの鋳塊（ビレット）を製造した。原料は、実操業に準じたものを使用した。ビレットを長さ５００ｍｍに切断して加熱した。そして、熱間押出を行って直径５０ｍｍの丸棒状の押出材とした。この押出材は、直棒の形状で押出テーブルに押出した。温度測定は、押出の終盤を中心に放射温度計を用いて行い、押出機より押出された時点から約３秒〜４秒後の押出材の温度を測定した。その押出材の温度の平均値が表９に示す温度の±５℃（（表９に示す温度）−５℃〜（表９に示す温度）＋５℃の範囲内）であることを確認した。なお、押出後の５７５℃から５２５℃の冷却速度および４５０℃から４００℃の冷却速度は、それぞれ１５℃／分、１５℃／分であった（押出材）。後述する工程にて、工程Ｎｏ．Ｃ０で得られた押出材（丸棒）を鍛造用素材として用いた。工程Ｎｏ．Ｃ１は、５６０℃で、６０分加熱し、次いで４５０℃から４００℃の冷却速度を１２℃／分とした。

（工程Ｎｏ．Ｄ１〜Ｄ７、ＤＨ１〜ＤＨ６）
工程Ｎｏ．Ｃ０で得られた直径５０ｍｍの丸棒を長さ１８０ｍｍに切断した。この丸棒を横置きにして、熱間鍛造プレス能力１５０トンのプレス機で、厚み１６ｍｍに鍛造した。所定の厚みに熱間鍛造された直後から約３秒〜約４秒経過後に、放射温度計を用いて温度の測定を行った。熱間鍛造温度（熱間加工温度）は、表１０に示す温度±５℃の範囲（（表１０に示す温度）−５℃〜（表１０に示す温度）＋５℃の範囲内）であることを確認した。
工程Ｎｏ．Ｄ１〜Ｄ４、ＤＨ２、ＤＨ６では、実験室の電気炉で熱処理を行い、熱処理の温度、時間、５７５℃から５２５℃の温度領域での冷却速度、及び４５０℃から４００℃の温度領域での冷却速度を変えて実施した。
工程Ｎｏ．Ｄ５、Ｄ７、ＤＨ３、ＤＨ４では、連続炉で、５６５℃から５９０℃で３分間加熱し、冷却速度を変えて実施した。
なお、熱処理の温度は、材料の最高到達温度であり、保持時間としては、最高到達温度から（最高到達温度−１０℃）までの温度領域で保持された時間を採用した。
工程Ｎｏ．ＤＨ１、Ｄ６、ＤＨ５では、熱間鍛造後の冷却で、５７５℃から５２５℃、および４５０℃から４００℃の温度領域での冷却速度を変えて実施した。なお、いずれも鍛造後の冷却で試料の作製作業を終了した。

＜実験室実験＞
実験室設備を用いて銅合金の試作試験を実施した。表３及び表４に合金組成を示す。なお、残部はＺｎ及び不可避不純物である。表２に示す組成の銅合金も実験室実験に用いた。また、製造工程は、表１２〜表１６に示す条件とした。

（工程Ｎｏ．Ｅ１、ＥＨ１）
実験室において、所定の成分比で原料を溶解した。直径１００ｍｍ、長さ１８０ｍｍの金型に溶湯を鋳込み、ビレットを作製した。なお、実操業している溶解炉からも、溶湯の一部を直径１００ｍｍ、長さ１８０ｍｍの金型に鋳込み、ビレットを作製した。このビレットを加熱し、工程Ｎｏ．Ｅ１、ＥＨ１では直径４０ｍｍの丸棒に押出した。
押出試験機が停止直後に放射温度計を用いて温度測定を行った。結果的に押出機より押出されたときから約３秒または４秒後の押出材の温度に相当する。
工程Ｎｏ．ＥＨ１では、押出で試料の作製作業を終了とし、得られた押出材は、後述する工程にて、熱間鍛造素材として用いた。
工程Ｎｏ．Ｅ１では、押出後に表１２に示す条件で熱処理を行った。

（工程Ｎｏ．Ｆ１〜Ｆ５、ＦＨ１、ＦＨ２）
工程Ｎｏ．ＥＨ１、および後述する工程Ｎｏ．ＰＨ１で得られた直径４０ｍｍの丸棒を長さ１８０ｍｍに切断した。工程Ｎｏ．ＥＨ１の丸棒又は工程Ｎｏ．ＰＨ１の鋳物を横置きにして、熱間鍛造プレス能力１５０トンのプレス機で、厚み１５ｍｍに鍛造した。所定の厚みに熱間鍛造された直後から約３秒〜４秒経過後に、放射温度計を用いて温度の測定を行った。熱間鍛造温度（熱間加工温度）は、表１３に示す温度±５℃の範囲（（表１３に示す温度）−５℃〜（表１３に示す温度）＋５℃の範囲内）であることを確認した。
５７５℃から５２５℃までの温度領域での冷却速度、および４５０℃から４００℃までの温度領域での冷却速度をそれぞれ２０℃／分、１８℃／分とした。工程Ｎｏ．ＦＨ１では、工程Ｎｏ．ＥＨ１で得られた丸棒に対して熱間鍛造を施したが、熱間鍛造後の冷却で試料の作製作業を終了とした。
工程Ｎｏ．Ｆ１、Ｆ２、Ｆ３、ＦＨ２では、工程Ｎｏ．ＥＨ１で得られた丸棒に対して熱間鍛造を施し、熱間鍛造後に熱処理を行った。加熱条件、５７５℃から５２５℃までの温度領域での冷却速度、及び４５０℃から４００℃までの温度領域での冷却速度を変えて熱処理を実施した。
工程Ｎｏ．Ｆ４、Ｆ５では、鍛造素材として金型に鋳込まれた鋳物（Ｎｏ．ＰＨ１）を用い、熱間鍛造した。熱間鍛造後に加熱条件、冷却速度を変えて熱処理（焼鈍）を実施した。

（工程Ｎｏ．Ｐ１〜Ｐ３，ＰＨ１）
工程Ｎｏ．ＰＨ１では、所定の成分比で原料を溶解した溶湯を、内径φ４０ｍｍの金型に鋳込み、鋳物を得た。実操業している溶解炉から、溶湯の一部を内径４０ｍｍの金型に鋳込み、鋳物を作製した。
工程Ｎｏ．ＰＣでは、連続鋳造によって直径φ４０ｍｍの連続鋳造棒を作製した（表に記載なし）。
工程Ｎｏ．Ｐ１では、工程Ｎｏ．ＰＨ１の鋳物に対して熱処理を施し、工程Ｎｏ．Ｐ２、Ｐ３では、工程Ｎｏ．ＰＣの鋳物に対して熱処理を施した。工程Ｎｏ．Ｐ１〜Ｐ３では、加熱条件、冷却速度を変えて熱処理を実施した。

工程Ｎｏ．Ｒ１では、実操業している溶解炉から、溶湯の一部を、３５ｍｍ×７０ｍｍの鋳型に鋳込んだ。鋳物の表面を面削して３０ｍｍ×６５ｍｍとし、７８０℃に加熱し、３パスの熱間圧延を施して厚みを８ｍｍにした。最終の熱間圧延の終了後、約３秒〜約４秒後の材料温度は６４０℃であり、その後に空冷した。そして得られた圧延板を電気炉で熱処理した。

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

（金属組織の観察）
以下の方法により金属組織を観察し、α相、κ相、β相、γ相、μ相の面積率（％）を画像解析により測定した。なお、α’相、β’相、γ’相は、各々α相、β相、γ相に含めることとした。
各試験材の棒材、鍛造品を、長手方向に対して平行に、または金属組織の流動方向に対して平行に切断した。次いで表面を研鏡（鏡面研磨）し、過酸化水素とアンモニア水の混合液でエッチングした。エッチングでは、３ｖｏｌ％の過酸化水素水３ｍＬと、１４ｖｏｌ％のアンモニア水２２ｍＬを混合した水溶液を用いた。約１５℃〜約２５℃の室温にてこの水溶液に金属の研磨面を約２秒〜約５秒浸漬した。
金属顕微鏡を用いて、主として倍率５００倍で金属組織を観察し、金属組織の状況によっては１０００倍で金属組織を観察した。５視野の顕微鏡写真において、画像処理ソフト「Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐ ＣＣ」を用いて各相（α相、κ相、β相、γ相、μ相）を手動で塗りつぶした。次いで画像解析ソフト「ＷｉｎＲＯＯＦ２０１３」で２値化し、各相の面積率を求めた。詳細には、各相について、５視野の面積率の平均値を求め、平均値を各相の相比率とした。そして、全ての構成相の面積率の合計を１００％とした。
γ相、μ相の長辺の長さは、以下の方法により測定した。主として５００倍、判別し難い場合は１０００倍の金属顕微鏡写真を用い、１視野において、γ相の長辺の最大長さを測定した。この作業を任意の５視野において行い、得られたγ相の長辺の最大長さの平均値を算出し、γ相の長辺の長さとした。同様に、μ相の大きさに応じて、５００倍または１０００倍の金属顕微鏡写真、或いは２０００倍または５０００倍の２次電子像写真（電子顕微鏡写真）を用い、１視野において、μ相の長辺の最大長さを測定した。この作業を任意の５視野において行い、得られたμ相の長辺の最大長さの平均値を算出し、μ相の長辺の長さとした。
具体的には、約７０ｍｍ×約９０ｍｍのサイズにプリントアウトした写真を用いて評価した。５００倍の倍率の場合、観察視野のサイズは２７６μｍ×２２０μｍであった。

相の同定が困難な場合は、ＦＥ−ＳＥＭ−ＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｄｉｆｆｒａｃｔｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎ）法によって、倍率５００倍又は２０００倍で、相を特定した。
また、冷却速度を変化させた実施例においては、主として結晶粒界に析出するμ相の有無を確認するために、日本電子株式会社製のＪＳＭ−７０００Ｆを用いて、加速電圧１５ｋＶ、電流値（設定値１５）の条件で、２次電子像を撮影し、２０００倍または５０００倍の倍率で金属組織を確認した。２０００倍または５０００倍の２次電子像でμ相が確認できても、５００倍または１０００倍の金属顕微鏡写真でμ相が確認できない場合は、面積率には算定しなかった。すなわち、２０００倍または５０００倍の２次電子像で観察されたが５００倍または１０００倍の金属顕微鏡写真では確認できなかったμ相は、μ相の面積率には含めなかった。何故なら、金属顕微鏡で確認できないμ相は、主として長辺の長さが５μｍ以下、幅は０．３μｍ以下であるので、面積率に与える影響は、小さいためである。
μ相の長さは、任意の５視野で測定し、前述したように５視野の最長の長さの平均値をμ相の長辺の長さとした。μ相の組成確認は、付属のＥＤＳで行った。なお、μ相が５００倍または１０００倍で確認できなかったが、より高い倍率でμ相の長辺の長さが測定された場合、表中の測定結果において、μ相の面積率は０％であるがμ相の長辺の長さは記載している。

（μ相の観察）
μ相に関しては、熱間押出後や熱処理後、４５０℃〜４００℃の温度領域を８℃／分、または１５℃／分以下の冷却速度で冷却すると、μ相の存在が確認できた。図１は、試験Ｎｏ．Ｔ０５（合金Ｎｏ．Ｓ０１／工程Ｎｏ．Ａ３）の２次電子像の一例を示す。α相の結晶粒界に、μ相が析出していることが確認された（白灰色の細長い相）。

（α相中に存在する針状のκ相）
α相中に存在する針状のκ相（κ１相）は、幅が約０．０５μｍから約０．５μｍで、細長い直線状、針状の形態である。幅が０．１μｍ以上であれば、金属顕微鏡で、κ１相の存在が、確認できる。
図２は、代表的な金属顕微鏡写真として、試験Ｎｏ．Ｔ７３（合金Ｎｏ．Ｓ０２／工程Ｎｏ．Ａ１）の金属顕微鏡写真を示す。図３は、代表的なα相内に存在する針状のκ相の電子顕微鏡写真として、試験Ｎｏ．Ｔ７３（合金Ｎｏ．Ｓ０２／工程Ｎｏ．Ａ１）の電子顕微鏡写真を示す。なお、図２，３の観察箇所は同一ではない。銅合金においては、α相に存在する双晶と混同する恐れがあるが、α相中に存在するκ相は、κ相自身の幅が狭く、双晶は２つで１組になっているので、区別がつく。図２の金属顕微鏡写真において、α相内に、細長く直線的な針状の模様の相が認められる。図３の二次電子像（電子顕微鏡写真）において、明瞭に、α相内に存在する模様が、κ相であることが確認される。κ相の厚みは、約０．１〜約０．２μｍであった。
α相中での針状のκ相の量（数）は、金属顕微鏡で判断した。金属構成相の判定（金属組織観察）で撮影された倍率５００倍または１０００倍の５視野の顕微鏡写真を用いた。縦が約７０ｍｍ、横が約９０ｍｍの寸法にプリントアウトした拡大視野において、針状のκ相の数を測定し、５視野の平均値を求めた。針状のκ相の数の５視野での平均値が２０以上７０未満の場合、針状のκ相を概ね十分に有すると判断し、“△”と表記した。針状のκ相の数の５視野での平均値が７０以上の場合、多くの針状のκ相を有すると判断し、“○”と表記した。針状のκ相の数の５視野での平均値が１９以下の場合、針状のκ相を有しない、または、十分な量の針状のκ相が存在しないと判断し、“×”と表記した。写真で確認できない針状のκ１相の数は含めなかった。

（機械的特性）
（引張強さ）
各試験材をＪＩＳ Ｚ ２２４１の１０号試験片に加工し、引張強さの測定を行った。冷間加工工程を含まない熱間押出材、或いは熱間鍛造材の引張強さが、５５０Ｎ／ｍｍ^２以上、好ましくは５８０Ｎ／ｍｍ^２以上、より好ましくは、６００Ｎ／ｍｍ^２以上、最適には６２５Ｎ／ｍｍ^２以上であれば、快削性銅合金の中でも最高の水準であり、各分野で使用される部材の薄肉・軽量化、或いは許容応力の増大を図ることができる。
なお、本実施形態の合金は、高い引張強さを有する銅合金であるので、引張試験片の仕上げ面粗さが、伸びや引張強さに影響を与える。このため、下記の条件を満たすように引張試験片を作製した。
（引張試験片の仕上げ面粗さの条件）
引張試験片の標点間の任意の場所の基準長さ４ｍｍ当たりの断面曲線において、Ｚ軸の最大値と最小値の差が２μｍ以下であること。断面曲線とは、測定断面曲線にカットオフ値λｓの低減フィルタを適用して得られる曲線をさす。
（高温クリープ）
各試験片から、ＪＩＳ Ｚ ２２７１の直径１０ｍｍのつば付き試験片を作製した。室温の０．２％耐力に相当する荷重を試験片にかけた状態で、１５０℃で１００時間経過後のクリープひずみを測定した。０．２％耐力すなわち常温における標点間の伸びで、０．２％の塑性変形に相当する荷重を加え、この荷重をかけた状態で試験片を１５０℃、１００時間保持した後のクリープひずみが０．３％以下であれば良好である。このクリープひずみが０．２％以下であれば、銅合金では最高の水準であり、例えば、高温で使用されるバルブ、エンジンルームに近い自動車部品では、信頼性の高い材料として使用できる。
（衝撃特性）
衝撃試験では、押出棒材、鍛造材およびその代替材、鋳造材、連続鋳造棒材から、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準じたＵノッチ試験片（ノッチ深さ２ｍｍ、ノッチ底半径１ｍｍ）を採取した。半径２ｍｍの衝撃刃でシャルピー衝撃試験を行い、衝撃値を測定した。
なお、Ｖノッチ試験片とＵノッチ試験片で行ったときの衝撃値の関係は、およそ以下のとおりである。
（Ｖノッチ衝撃値）＝０．８×（Ｕノッチ衝撃値）−３

（被削性）
被削性の評価は、以下のように、旋盤を用いた切削試験で評価した。
直径５０ｍｍ、４０ｍｍ、又は２５．６ｍｍの熱間押出棒材、直径２５ｍｍ（２４．５ｍｍ）の冷間抽伸材、および鋳物については、切削加工を施して直径を１８ｍｍとして試験材を作製した。鍛造材については、切削加工を施して直径を１４．５ｍｍとして試験材を作製した。ポイントノーズ・ストレート工具、特にチップブレーカーの付いていないタングステン・カーバイド工具を旋盤に取り付けた。この旋盤を用い、乾式下にて、すくい角−６度、ノーズ半径０．４ｍｍ、切削速度１５０ｍ／分、切削深さ１．０ｍｍ、送り速度０．１１ｍｍ／ｒｅｖの条件で、直径１８ｍｍ又は直径１４．５ｍｍの試験材の円周上を切削した。
工具に取り付けられた３部分から成る動力計（三保電機製作所製、ＡＳＴ式工具動力計ＡＳＴ−ＴＬ１００３）から発せられるシグナルが、電気的電圧シグナルに変換され、レコーダーに記録された。次にこれらのシグナルは切削抵抗（Ｎ）に変換された。従って、切削抵抗、特に切削の際に最も高い値を示す主分力を測定することにより、合金の被削性を評価した。
同時に切屑を採取し、切屑形状により被削性を評価した。実用の切削で最も問題となるのは、切屑が工具に絡みついたり、切屑が嵩張ることである。このため、切屑形状が１巻き以下の切屑しか生成しなかった場合を良好“○”（good）と評価した。切屑形状が１巻きを超えて３巻きまでの切屑が生成した場合を可“△”（fair）と評価した。切屑形状が３巻きを超える切屑が生成した場合を“×”（poor）と評価した。このように、３段階の評価をした。
切削抵抗は、材料の強度、例えば、剪断応力、引張強さや０．２％耐力にも依存し、強度が高い材料ほど切削抵抗が高くなる傾向がある。切削抵抗がＰｂを１〜４％含有する快削黄銅棒の切削抵抗に対して約１０％から約２０％高くなる程度であれば、実用上十分許容される。本実施形態においては、切削抵抗が１３０Ｎを境（境界値）として評価した。詳細には、切削抵抗が１３０Ｎ以下であれば、被削性に優れる（評価：○）と評価した。切削抵抗が１３０Ｎ超え１５０Ｎ以下であれば、被削性を“可（△）”と評価した。切削抵抗が１５０Ｎ超えであれば、“不可（×）”と評価した。因みに、５８ｍａｓｓ％Ｃｕ−４２ｍａｓｓ％Ｚｎ合金に対して工程Ｎｏ．Ｆ１を施して試料を製作して評価したところ、切削抵抗は１８５Ｎであった。

（熱間加工試験）
直径５０ｍｍ、直径４０ｍｍ、直径２５．６ｍｍ、または直径２５．０ｍｍの棒材、および鋳物を切削によって直径１５ｍｍとし、長さ２５ｍｍに切断し、試験材を作製した。試験材を７４０℃又は６３５℃で１５分間保持した。次いで試験材を縦置きにして、熱間圧縮能力１０トンで電気炉が併設されているアムスラー試験機を用いて、ひずみ速度０．０２／秒、加工率８０％で高温圧縮し、厚み５ｍｍとした。
熱間加工性の評価は、倍率１０倍の拡大鏡を用い、０．２ｍｍ以上の開口した割れが観察された場合、割れ発生と判断した。７４０℃、６３５℃の２条件とも割れが発生しなかった時を“○”（good）と評価した。７４０℃で割れが発生したが６３５℃で割れが発生しなかった場合を“△”（fair）と評価した。７４０℃で割れが発生しなかったが６３５℃で割れが発生した場合を“▲”（fair）と評価した。７４０℃、６３５℃の２条件とも割れが発生した場合を“×”（poor）と評価した。
７４０℃、６３５℃の２条件で割れが発生しなかった場合、実用上の熱間押出、熱間鍛造に関し、実施上、多少の材料の温度低下が生じても、また、金型やダイスと材料が瞬時であるが接触し、材料の温度低下があっても、適正な温度で実施すれば、実用上問題は無い。７４０℃、６３５℃のいずれかの温度で割れが生じた場合、熱間加工が実施可能と判断されるが、実用上の大きな制約を受け、より狭い温度範囲で管理する必要がある。７４０℃、６３５℃の両者の温度で、割れが生じた場合は、実用上大きな問題があると判断され、不可である。

（かしめ（曲げ）加工性）
かしめ（曲げ）加工性を評価するため、棒材、鍛造材の外周を切削して外径を１３ｍｍとし、直径φ１０ｍｍのドリルで穴あけし、長さを１０ｍｍに切断した。以上により、外径１３ｍｍ、厚み１．５ｍｍ、長さ１０ｍｍの円筒状試料を作製した。この試料をバイスに挟み、人力により楕円形に偏平させ、割れの有無を調査した。
割れ発生時のかしめ率（偏平率）を以下の式により算出した。
（かしめ率）＝（１−（偏平後の内側の短辺の長さ）／（内径））×１００（％）
（偏平後の内側の短辺の長さ（ｍｍ））＝（偏平させた楕円形状の外側の短辺の長さ）−（肉厚）×２
（内径（ｍｍ））＝（円筒の外径）−（肉厚）×２
なお、円筒状の材料に力をかけ偏平させ、除荷するとスプリングバックにより、元の形状に戻ろうとするが、ここでは、永久変形した形状を指す。
ここで、割れ発生するときのかしめ率（曲げ加工率）が、３０％以上の場合、かしめ（曲げ）加工性を“○”（良、good）と評価した。かしめ率（曲げ加工率）が１５％以上、３０％未満の場合、かしめ（曲げ）加工性を“△”（可、fair）と評価した。かしめ率（曲げ加工率）が１５％未満の場合、かしめ（曲げ）加工性を“×”（不可、poor）と評価した。
因みに市販のＰｂ添加快削黄銅棒（５９％Ｃｕ−３％Ｐｂ−残部Ｚｎ）でかしめ試験をしたところ、かしめ率が９％であった。優れた快削性を備える合金は、ある種の脆さがある。

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

脱亜鉛腐食試験では、浸漬液として、以下の試験液を準備して上記の作業を実施した。
試験液は、蒸留水に市販の薬剤を投入し調整した。腐食性の高い水道水を想定し、塩化物イオン８０ｍｇ／Ｌ、硫酸イオン４０ｍｇ／Ｌ、硝酸イオン３０ｍｇ／Ｌを投入した。アルカリ度および硬度は日本の一般的な水道水を目安にそれぞれ３０ｍｇ／Ｌ、６０ｍｇ／Ｌに調整した。ｐＨを６．５に下げるために二酸化炭素を流量調整しながら投入し、溶存酸素濃度を飽和させるために酸素ガスを常時投入した。水温は２５℃±５℃（２０〜３０℃）で行なった。この溶液を用いると、その厳しい腐食環境での約５０倍の加速試験となることが推定される。最大腐食深さが５０μｍ以下であれば、耐食性は良好である。優れた耐食性が求められる場合は、最大腐食深さは、好ましくは３５μｍ以下であり、さらに好ましくは２５μｍ以下であると推定される。本実施例では、これらの推定値をもとに評価した。
なお、試験液中に試料を３ヶ月間保持した。次いで、水溶液中から試料を取出して、その脱亜鉛腐食深さの最大値（最大脱亜鉛腐食深さ）を測定した。

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

評価結果を表１７〜表５５に示す。
試験Ｎｏ．Ｔ０１〜Ｔ６２，Ｔ７１〜Ｔ１１４，Ｔ１２１〜Ｔ１６９は、実操業の実験での結果である。試験Ｎｏ．Ｔ２０１〜Ｔ２０８は、実操業炉の溶湯に、意図的に追加でＳｎ、Ｆｅを含有させたものである。試験Ｎｏ．Ｔ３０１〜Ｔ３３７は、実験室の実験での実施例に相当する結果である。試験Ｎｏ．Ｔ５０１〜Ｔ５３７は、実験室の実験での比較例に相当する結果である。
なお、表中のμ相の長辺の長さに関して、値“４０”は、４０μｍ以上を意味する。また、表中のγ相の長辺の長さに関して、値“１５０”は、１５０μｍ以上を意味する。

以上の実験結果は、以下のとおりに纏められる。
１）本実施形態の組成を満足し、組成関係式ｆ１、ｆ２、金属組織の要件、および組織関係式ｆ３、ｆ４、ｆ５、ｆ６を満たすことにより、少量のＰｂの含有で、良好な被削性が得られ、良好な熱間加工性、厳しい環境下での優れた耐食性を備え、且つ高強度で、良好な延性、衝撃特性、曲げ加工性、高温特性を持ち合せる熱間押出材、熱間鍛造材が得られることが確認できた（例えば、合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ０２、Ｓ１３、工程Ｎｏ．Ａ１、Ｃ１、Ｄ１、Ｅ１、Ｆ１、Ｆ４）。
２）Ｓｂ、Ａｓを含有することによって、さらに厳しい条件下での耐食性を向上させることが確認できた（合金Ｎｏ．Ｓ５１、Ｓ５２）。但し、過剰量のＳｂ、Ａｓ含有しても耐食性の向上効果は飽和し、却って、延性（伸び）、衝撃特性、高温特性が悪くなる（合金Ｎｏ．Ｓ５１、Ｓ５２、Ｓ１１６）。
３）Ｂｉの含有により、さらに切削抵抗が低くなることが確認できた（合金Ｎｏ．Ｓ５１）。
４）α相中に針状のκ相すなわちκ１相が存在することにより、強度が上昇し、強度・伸びバランスｆ８、強度・伸び・衝撃バランスｆ９が高くなり、被削性が良好に保たれ、耐食性、高温特性が向上することが確認できた。特にκ１相の量が多くなると、強度の向上が顕著となり、γ相が０％であっても、良好な被削性が確保できた（例えば合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ０２、Ｓ０３）。

５）Ｃｕ含有量が少ないと、γ相が多くなり被削性は良好であったが、耐食性、延性、衝撃特性、曲げ加工性、高温特性が悪くなった。逆にＣｕ含有量が多いと、被削性が悪くなった。また、延性、衝撃特性、曲げ加工性も悪くなった（合金Ｎｏ．Ｓ１０２、Ｓ１０３、Ｓ１１２）。
６）Ｓｉ含有量が、３．０５ｍａｓｓ％より少ないと、κ１相が十分に存在しないため、引張強さが低く、被削性が悪く、高温特性も悪かった。Ｓｉ含有量が、３．５５ｍａｓｓ％より多いと、κ相の量が過剰となり、またκ１相も過剰に存在したため、伸びが低く、加工性、衝撃特性、被削性が悪く、引張強さも飽和していた（合金Ｎｏ．Ｓ１０２、Ｓ１０４、Ｓ１１３）。
７）Ｐ含有量が多いと、衝撃特性、延性、引張強さ、曲げ加工性が悪くなった。一方、Ｐ含有量が少ないと、厳しい環境下での脱亜鉛腐食深さが大きく、強度が低く、切削性も悪かった。いずれも、ｆ８、ｆ９が低かった。Ｐｂの含有量が多いと、被削性は向上したが、高温特性、延性、衝撃特性が悪くなった。Ｐｂの含有量が少ないと、切削抵抗が高くなり、切り屑形状が悪くなった（合金Ｎｏ．Ｓ１０８、Ｓ１１０、Ｓ１１８、Ｓ１１１）。
８）少量のＳｎまたはＡｌを含有すると、γ相の増加は僅かであるが、衝撃特性、高温特性が少し悪くなり、伸びが少し低くなった。相境界等でＳｎまたはＡｌが濃化したものと思われる。さらに、ＳｎまたはＡｌの含有量が増し、各々０．０５ｍａｓｓ％を超えるか、またはＳｎとＡｌの合計含有量が０．０６ｍａｓｓ％を超えると、γ相が増し、衝撃特性、伸び、高温特性への影響が明瞭になり、耐食性が悪くなり、引張強さも低くなった（合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ１１、Ｓ１２、Ｓ４１、Ｓ１１４、Ｓ１１５）。
９）実操業で行われる程度の不可避不純物を含有しても、諸特性に大きな影響を与えないことが確認できた（合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ０２、Ｓ０３）。本実施形態の境界値付近の組成であるが、不可避不純物の好ましい範囲を超えるＦｅ、またはＣｒを含有すると、ＦｅとＳｉの金属間化合物、或は、ＦｅとＰの金属間化合物を形成していると考えられ、その結果、有効に働くＳｉ濃度、Ｐ濃度が減少し、κ１相の量が少なくなり、耐食性が少し悪くなり、強度が少し低くなった。金属間化合物の形成と相まって被削性能、衝撃特性、冷間加工性が少し低くなった（合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ１３、Ｓ１４、Ｓ１１７）。

１０）組成関係式ｆ１の値が低いと、γ相が多くなり、β相が出現することもあり、被削性は、良好であったが、耐食性、衝撃特性、冷間加工性、高温特性が悪くなった。組成関係式ｆ１の値が高いと、κ相が多くなり、μ相が出現する場合もあり、被削性、冷間加工性、熱間加工性、衝撃特性が悪くなった（合金Ｎｏ．Ｓ１０３、Ｓ１０４、Ｓ１１２）。
１１）組成関係式ｆ２の値が低いと、γ相の量が多くなり、場合によってはβ相が出現し、被削性は、良好であったが、熱間加工性、耐食性、延性、衝撃特性、冷間加工性、高温特性が悪くなった。特に、合金Ｎｏ．Ｓ１０９は、ｆ２を除きすべての組成の要件を満たしているが、熱間加工性、耐食性、延性、衝撃特性、冷間加工性、高温特性が悪かった。組成関係式ｆ２の値が高いと、Ｓｉ含有量にも拘らず、κ１相が十分に存在しないか、または少ないために、引張強さが低く、熱間加工性が悪かった。そして粗大なα相の形成とκ１相の量が少ないことが主原因と推測されるが、切削抵抗が高く、切屑の分断性も悪かった。特に、合金Ｎｏ．Ｓ１０５〜Ｓ１０７は、ｆ２を除きすべての組成の要件、関係式ｆ３〜ｆ６の大部分を満たしているが、引張強さが低く、被削性が悪かった（合金Ｎｏ．Ｓ１０９、Ｓ１０５〜Ｓ１０７）。

１２）金属組織において、γ相の割合が０．３％より多いと、または、γ相の長辺の長さが２５μｍより長いと、被削性は良好であったが、強度が低く、耐食性、延性、冷間加工性、衝撃特性、高温特性が悪くなった（合金Ｎｏ．Ｓ１０１、Ｓ１０２）。γ相の割合が、０．１％以下、さらには、０％であると、耐食性、衝撃特性、冷間加工性、常温および高温強度が良くなった（合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ０２、Ｓ０３）。
μ相の面積率が１．０％より多い場合、または、μ相の長辺の長さが２０μｍを超える場合、耐食性、延性、衝撃特性、冷間加工性、高温特性が悪くなった（合金Ｎｏ．Ｓ０１、工程Ｎｏ．ＡＨ４、ＢＨ２、ＤＨ２）。μ相の割合が、０．５％以下で、かつμ相の長辺の長さが１５μｍ以下であると、耐食性、延性、衝撃特性、常温および高温特性が良くなった（合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ１１）。
κ相の面積率が６０％より多いと、被削性、延性、曲げ加工性、衝撃特性が悪くなった。一方、κ相の面積率が２９％より少ないと、引張強さが低く、被削性が悪かった（合金Ｎｏ．Ｓ１０４、Ｓ１１３）。

１３）組織関係式ｆ５＝（γ）＋（μ）が１．２％を超える場合、またはｆ３＝（α）＋（κ）が９８．６％より小さい場合、耐食性、延性、衝撃特性、曲げ加工性、常温および高温特性が悪くなった。組織関係式ｆ５が、０．５％以下であると耐食性、延性、衝撃特性、常温および高温特性がよくなった（合金Ｎｏ．Ｓ０１、工程Ｎｏ．ＡＨ２、ＦＨ１、Ａ１、Ｆ１）。
組織関係式ｆ６＝（κ）＋６×（γ）^１／２＋０．５×（μ）が６２より大きいか、又は３０より小さいと、被削性が悪かった。なお、同じ組成を有し、かつ異なるプロセスで製造された合金において、ｆ６の値が同じか、または高い場合であっても、κ１相の量が少ないと、切削抵抗は高いか、または同等であり、切屑の分断性が悪くなる場合もあった（合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ０２、Ｓ１０４、Ｓ１１３、工程Ｎｏ．Ａ1、ＡＨ５〜ＡＨ７、ＡＨ９〜ＡＨ１１）。

１４）組成の要件、金属組織の要件をすべて満たし、冷間加工が施されていない熱間押出材や鍛造材では、Ｕノッチのシャルピー衝撃試験値が１５Ｊ／ｃｍ^２以上であり、殆どが１６Ｊ／ｃｍ^２以上であった。引張強さは、すべて５５０Ｎ／ｍｍ^２以上であり、多くは５８０Ｎ／ｍｍ^２以上であった。κ相が約３３％以上であり、κ１相が多く存在すると、引張強さは、約５９０Ｎ／ｍｍ^２以上であり、６２０Ｎ／ｍｍ^２以上の熱間鍛造品もあった。そして、強度・伸びのバランス指数ｆ８は６７５以上であり、多くは６９０以上であった。強度・伸び・衝撃のバランス指数ｆ９は、７００を超え、多くは７１５を超え、強度と延性のバランスが取れていた（合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ０２、Ｓ０３、Ｓ２３、Ｓ２７）。
１５）組成の要件、金属組織の要件をすべて満たしておれば、冷間加工との組み合わせで、Ｕノッチのシャルピー衝撃試験値が１２Ｊ／ｃｍ^２以上を確保し、引張強さは、６００Ｎ／ｍｍ^２以上で高い強度を示し、バランス指数ｆ８は、６９０以上、多くは７００以上であり、ｆ９は、７１５以上、多くは７２５以上であった（合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ０３、工程Ｎｏ．Ａ１、Ａ１０〜Ａ１２）。
１６）引張強さと硬さの関係において、合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ０３、Ｓ１０１の組成に対して工程Ｎｏ．Ｆ１を施して作製された合金では、引張強さが６０２Ｎ／ｍｍ^２、６２５Ｎ／ｍｍ^２、５３４Ｎ／ｍｍ^２であり、硬さＨＲＢは各々、８４、８８、６８であった。
１７）Ｓｉ量が、約３．０５％以上で、α相内に針状のκ１相が存在し始め（△）、Ｓｉ量が、約３．１５％以上で、κ１相が大幅に増えた（○）。関係式ｆ２は、κ１相の量に影響を与え、ｆ２が６１．０以下であるとκ１相が増えた。
κ１相の量が増えると、被削性、引張強さ、高温特性、強度・伸び・衝撃のバランスが良くなった。α相の強化や被削性の向上が主因と推測される（合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ０２、Ｓ２６、Ｓ２９等）。
１８）ＩＳＯ６５０９の試験方法では、β相を約１％以上、またはγ相を約５％以上含む合金は不合格（評価：△、×）であったが、γ相を約３％含有するか、μ相を約３％含む合金は合格（評価：○）であった。本実施形態で採用した腐食環境は、厳しい環境を想定したものであることの裏付けである（合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ２６、Ｓ１０３、Ｓ１０９等）。

１９）量産設備を用いた材料と実験室で作製した材料の評価では、ほぼ同じ結果が得られた（合金Ｎｏ，Ｓ０１、Ｓ０２、工程Ｎｏ．Ｃ１、Ｅ１、Ｆ１）。
２０）製造条件について：
熱間押出材、押出・抽伸された材料、熱間鍛造材を、５２５℃以上、５７５℃以下の温度領域内で１５分以上保持するか、或いは、５０５℃以上５２５℃未満の温度で１００分以上保持するか、または、連続炉において、５２５℃以上５７５℃以下の温度で、３℃／分以下の冷却速度で冷却し、次いで、４５０℃から４００℃の温度領域を３℃／分以上の冷却速度で冷却すると、γ相が大幅に減少し、μ相のほとんど存在しない、耐食性、延性、高温特性、衝撃特性、冷間加工性、機械的強度の優れた材料が得られた（工程Ｎｏ．Ａ１、Ａ５、Ａ８）。
熱間加工材、および冷間加工材を熱処理する工程において、熱処理の温度が低い（４９０℃）か、または５０５℃以上５２５℃未満の温度での熱処理で保持時間が短いと、γ相の減少が少なく、κ１相の量が少なく、耐食性、衝撃特性、延性、冷間加工性、高温特性、強度・延性・衝撃バランスが悪かった（工程Ｎｏ．ＡＨ６、ＡＨ９、ＤＨ６）。熱処理の温度が高いとα相の結晶粒が粗大化し、κ１相が少なく、γ相の減少が少なかったため、耐食性、冷間加工性が悪く、被削性にも劣り、引張強さも低く、ｆ８、ｆ９も低かった（工程Ｎｏ．ＡＨ１１、ＡＨ６）。
熱間鍛造材、押出材を５１５℃または５２０℃の温度で、１２０分以上の長時間で熱処理を行うと、γ相は大幅に減少し、κ１相の量も多く、伸びや衝撃値の低下を最小限に留め、引張強さが高くなり、高温特性、ｆ８、ｆ９も向上するので、耐圧性能の求められるバルブ用途に最適である（工程Ｎｏ．Ａ５、Ｄ４、Ｆ２）。
熱処理後の冷却で、４５０℃から４００℃までの温度領域での冷却速度が遅いとμ相が存在し、耐食性、衝撃特性、延性、高温特性が悪く、引張強さも低かった（工程Ｎｏ．Ａ１〜Ａ４、ＡＨ８、ＤＨ２、ＤＨ３）。
熱処理方法として、５２５℃〜６２０℃に一旦温度を上げ、冷却過程で５７５℃から５２５℃までの温度領域での冷却速度を遅くすることにより、γ相が大幅に減少するか、或いは０％になり、良好な耐食性、衝撃特性、冷間加工性、高温特性が得られた。連続熱処理方法でも特性が改善することを確認できた（工程Ｎｏ．Ａ７〜Ａ９、Ｄ５）。
熱間鍛造後、熱間押出後の冷却で、５７５℃から５２５℃の温度領域での冷却速度を、１．６℃／分にコントロールすることにより、熱間鍛造後のγ相の占める割合が少ない鍛造品が得られた（工程Ｎｏ．Ｄ６）。また、熱間鍛造素材として鋳物を使用しても、押出材の使用と同様、良好な諸特性が得られた（工程Ｎｏ．Ｆ４、Ｆ５）。鋳物を適切な条件で熱処理すると、γ相の占める割合が少ない鋳物が得られた（工程Ｎｏ．Ｐ１〜Ｐ３）。
熱間圧延材を適切な条件で熱処理すると、γ相の占める割合が少ない圧延材が得られた（工程Ｎｏ．Ｒ１）。
押出材に対して加工率が約５％、約８％の冷間加工を施した後、所定の熱処理を行うと、熱間押出材に比べ、耐食性、衝撃特性、高温特性、引張強さが向上し、特に引張強さは、約６０Ｎ／ｍｍ^２、約７０Ｎ／ｍｍ^２高くなり、バランス指数ｆ８、ｆ９も約７０〜約８０向上した（工程Ｎｏ．ＡＨ１、Ａ１、Ａ１２）。
熱処理材を冷間加工率５％で加工すると、押出材に比べ、引張強さは、約９０Ｎ／ｍｍ^２高くなり、ｆ８、ｆ９は、約１００向上し、耐食性、高温特性も向上した。冷間加工率を約８％にすると、引張強さは約１２０Ｎ／ｍｍ^２高くなり、ｆ８、ｆ９は、約１２０向上した（工程Ｎｏ．ＡＨ１、Ａ１０、Ａ１１）。
適切な熱処理を施すと、α相中に針状のκ相が存在するようになった（工程Ｎｏ．Ａ１、Ｄ７、Ｃ１、Ｅ１、Ｆ１）。κ１相が存在することにより、引張強さが向上し、被削性も良好で、γ相の大幅な減少を補えたと推測される。
冷間加工後、或は、熱間加工後、低温焼鈍する場合は、２４０℃以上３５０℃以下の温度で１０分から３００分加熱し、加熱温度をＴ℃、加熱時間をｔ分とする時、１５０≦（Ｔ−２２０）×（ｔ）^１／２≦１２００の条件で熱処理すると、過酷な環境下での優れた耐食性を備え、良好な衝撃特性、高温特性を持ち合せる冷間加工材、熱間加工材が得られることが確認できた（合金Ｎｏ．Ｓ０１、工程Ｎｏ．Ｂ１〜Ｂ３）。
合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ０２に対して工程Ｎｏ．ＡＨ１４を施した試料においては、変形抵抗が高いために、最後まで押出することができなかったので、その後の評価を中止した。
工程Ｎｏ．ＢＨ１においては、矯正が不十分で低温焼鈍が不適であり、品質上問題が生じた。

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

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

このような課題を解決して、前記目的を達成するために、本発明の第１の態様である高強度快削性銅合金は、７５．４ｍａｓｓ％以上７８．０ｍａｓｓ％以下のＣｕと、３.０５ｍａｓｓ％以上３．５５ｍａｓｓ％以下のＳｉと、０．０５ｍａｓｓ％以上０．１３ｍａｓｓ％以下のＰと、０．００５ｍａｓｓ％以上０．０７０ｍａｓｓ％以下のＰｂと、を含み、残部がＺｎ及び不可避不純物からなり、
前記不可避不純物であるＦｅ，Ｍｎ，Ｃｏ，及びＣｒの合計量は、０．０８ｍａｓｓ％未満であり、
不可避不純物として存在するＳｎの含有量が０．０５ｍａｓｓ％以下、Ａｌの含有量が０．０５ｍａｓｓ％以下で、ＳｎとＡｌの合計含有量が０．０６ｍａｓｓ％以下であり、
Ｃｕの含有量を［Ｃｕ］ｍａｓｓ％、Ｓｉの含有量を［Ｓｉ］ｍａｓｓ％、Ｐｂの含有量を［Ｐｂ］ｍａｓｓ％、Ｐの含有量を［Ｐ］ｍａｓｓ％とした場合に、
７８．０≦ｆ１＝［Ｃｕ］＋０．８×［Ｓｉ］＋［Ｐ］＋［Ｐｂ］≦８０．８、
６０．２≦ｆ２＝［Ｃｕ］−４．７×［Ｓｉ］−［Ｐ］＋０．５×［Ｐｂ］≦６１．５、
の関係を有するとともに、
金属組織の構成相において、α相の面積率を（α）％、β相の面積率を（β）％、γ相の面積率を（γ）％、κ相の面積率を（κ）％、μ相の面積率を（μ）％とした場合に、
２９≦（κ）≦６０、
０≦（γ）≦０．３、
（β）＝０、
０≦（μ）≦１．０、
９８．６≦ｆ３＝（α）＋（κ）、
９９．７≦ｆ４＝（α）＋（κ）＋（γ）＋（μ）、
０≦ｆ５＝（γ）＋（μ）≦１．２、
３０≦ｆ６＝（κ）＋６×（γ）^１／２＋０．５×（μ）≦６２、
の関係を有するとともに、
γ相の長辺の長さが２５μｍ以下であり、μ相の長辺の長さが２０μｍ以下であり、α相内に針状のκ相が存在していることを特徴とする。

本発明の第３態様である高強度快削性銅合金は、７５．６ｍａｓｓ％以上７７．８ｍａｓｓ％以下のＣｕと、３．１５ｍａｓｓ％以上３．５ｍａｓｓ％以下のＳｉと、０．０６ｍａｓｓ％以上０．１２ｍａｓｓ％以下のＰと、０．００６ｍａｓｓ％以上０．０４５ｍａｓｓ％以下のＰｂと、を含み、残部がＺｎ及び不可避不純物からなり、
前記不可避不純物であるＦｅ，Ｍｎ，Ｃｏ，及びＣｒの合計量は、０．０８ｍａｓｓ％未満であり、
不可避不純物として存在するＳｎの含有量が０．０３ｍａｓｓ％以下、Ａｌの含有量が０．０３ｍａｓｓ％以下で、ＳｎとＡｌの合計含有量が０．０４ｍａｓｓ％以下であり、
Ｃｕの含有量を［Ｃｕ］ｍａｓｓ％、Ｓｉの含有量を［Ｓｉ］ｍａｓｓ％、Ｐｂの含有量を［Ｐｂ］ｍａｓｓ％、Ｐの含有量を［Ｐ］ｍａｓｓ％とした場合に、
７８．５≦ｆ１＝［Ｃｕ］＋０．８×［Ｓｉ］＋［Ｐ］＋［Ｐｂ］≦８０．５、
６０．４≦ｆ２＝［Ｃｕ］−４．７×［Ｓｉ］−［Ｐ］＋０．５×［Ｐｂ］≦６１．３、
の関係を有するとともに、
金属組織の構成相において、α相の面積率を（α）％、β相の面積率を（β）％、γ相の面積率を（γ）％、κ相の面積率を（κ）％、μ相の面積率を（μ）％とした場合に、
３３≦（κ）≦５８、
（γ）＝０、
（β）＝０、
０≦（μ）≦０．５、
９９．３≦ｆ３＝（α）＋（κ）、
９９．８≦ｆ４＝（α）＋（κ）＋（γ）＋（μ）、
０≦ｆ５＝（γ）＋（μ）≦０．５、
３３≦ｆ６＝（κ）＋６×（γ）^１／２＋０．５×（μ）≦５８、
の関係を有するとともに、
α相内に針状のκ相が存在しており、μ相の長辺の長さが１５μｍ以下であることを特徴とする。

本発明の第５の態様である高強度快削性銅合金は、本発明の第１〜４の態様のいずれかの高強度快削性銅合金において、Ｕノッチ形状のシャルピー衝撃試験値が１２Ｊ／ｃｍ^２以上５０Ｊ／ｃｍ^２以下、常温での引張強さが５５０Ｎ／ｍｍ^２以上であり、かつ室温での０．２％耐力に相当する荷重を負荷した状態で１５０℃で１００時間保持した後のクリープひずみが０．３％以下であることを特徴とする。
なお、シャルピー衝撃試験値は、Ｕノッチ形状の試験片での値である。

本発明の第６の態様である高強度快削性銅合金は、本発明の第１〜４の態様のいずれかの高強度快削性銅合金において、熱間加工材であり、引張強さＳ（Ｎ／ｍｍ^２）が５５０Ｎ／ｍｍ^２以上、伸びＥ（％）が１２％以上、Ｕノッチ形状のシャルピー衝撃試験値Ｉ（Ｊ／ｃｍ^２）が１２Ｊ／ｃｍ^２以上であり、かつ
６７５≦ｆ８＝Ｓ×｛（Ｅ＋１００）／１００｝^１／２、または
７００≦ｆ９＝Ｓ×｛（Ｅ＋１００）／１００｝^１／２＋Ｉであることを特徴とする。

本発明の第７の態様である高強度快削性銅合金は、本発明の第１〜６の態様のいずれかの高強度快削性銅合金において、水道用器具、工業用配管部材、液体、ガスと接触する器具、圧力容器・継手、自動車用部品、又は電気製品部品に用いられることを特徴とする。

本発明の第８の態様である高強度快削性銅合金の製造方法は、本発明の第１〜７の態様のいずれかの高強度快削性銅合金の製造方法であって、
冷間加工工程及び熱間加工工程のいずれか一方または両方と、前記冷間加工工程又は前記熱間加工工程の後に実施する焼鈍工程と、を有し、
前記焼鈍工程では、以下の（１）〜（４）のいずれかの条件で銅合金を加熱、冷却し、
（１）５２５℃以上５７５℃以下の温度で１５分から８時間保持するか、
（２）５０５℃以上５２５℃未満の温度で、１００分から８時間保持するか、又は、
（３）最高到達温度が５２５℃以上６２０℃以下であり、５７５℃から５２５℃までの温度領域を１５分以上保持するか、又は
（４）５７５℃から５２５℃までの温度領域を０．１℃／分以上、３℃／分以下の平均冷却速度で冷却し、
次いで、４５０℃から４００℃までの温度領域を３℃／分以上、５００℃／分以下の平均冷却速度で冷却することを特徴とする。

本発明の第９の態様である高強度快削性銅合金の製造方法は、本発明の第１〜５の態様のいずれかの高強度快削性銅合金の製造方法であって、
鋳造工程と、前記鋳造工程の後に実施する焼鈍工程と、を有し、
前記焼鈍工程では、以下の（１）〜（４）のいずれかの条件で銅合金を加熱、冷却し、
（１）５２５℃以上５７５℃以下の温度で１５分から８時間保持するか、
（２）５０５℃以上５２５℃未満の温度で、１００分から８時間保持するか、
（３）最高到達温度が５２５℃以上６２０℃以下であり、５７５℃から５２５℃までの温度領域を１５分以上保持するか、又は
（４）５７５℃から５２５℃までの温度領域を０．１℃／分以上、３℃／分以下の平均冷却速度で冷却し、
次いで、４５０℃から４００℃までの温度領域を３℃／分以上、５００℃／分以下の平均冷却速度で冷却する。

本発明の第１０の態様である高強度快削性銅合金の製造方法は、本発明の第１〜７の態様のいずれかの高強度快削性銅合金の製造方法であって、
熱間加工工程を含み、
熱間加工される時の材料温度が、６００℃以上、７４０℃以下であり、
熱間での塑性加工後の冷却過程において、５７５℃から５２５℃までの温度領域を０．１℃／分以上、３℃／分以下の平均冷却速度で冷却し、４５０℃から４００℃までの温度領域を３℃／分以上、５００℃／分以下の平均冷却速度で冷却することを特徴とする。

本発明の第１１の態様である高強度快削性銅合金の製造方法は、本発明の第１〜７の態様のいずれかの高強度快削性銅合金の製造方法であって、
冷間加工工程及び熱間加工工程のいずれか一方または両方と、前記冷間加工工程又は前記熱間加工工程後に実施する低温焼鈍工程と、を有し、
前記低温焼鈍工程においては、材料温度を２４０℃以上３５０℃以下の範囲とし、加熱時間を１０分以上３００分以下の範囲とし、材料温度をＴ℃、加熱時間をｔ分としたとき、１５０≦（Ｔ−２２０）×（ｔ）^１／２≦１２００の条件とすることを特徴とする。

Claims (12)

1. ７５．４ｍａｓｓ％以上７８．０ｍａｓｓ％以下のＣｕと、３.０５ｍａｓｓ％以上３．５５ｍａｓｓ％以下のＳｉと、０．０５ｍａｓｓ％以上０．１３ｍａｓｓ％以下のＰと、０．００５ｍａｓｓ％以上０．０７０ｍａｓｓ％以下のＰｂと、を含み、残部がＺｎ及び不可避不純物からなり、
   不可避不純物として存在するＳｎの含有量が０．０５ｍａｓｓ％以下、Ａｌの含有量が０．０５ｍａｓｓ％以下で、ＳｎとＡｌの合計含有量が０．０６ｍａｓｓ％以下であり、
   Ｃｕの含有量を［Ｃｕ］ｍａｓｓ％、Ｓｉの含有量を［Ｓｉ］ｍａｓｓ％、Ｐｂの含有量を［Ｐｂ］ｍａｓｓ％、Ｐの含有量を［Ｐ］ｍａｓｓ％とした場合に、
   ７８．０≦ｆ１＝［Ｃｕ］＋０．８×［Ｓｉ］＋［Ｐ］＋［Ｐｂ］≦８０．８、
   ６０．２≦ｆ２＝［Ｃｕ］−４．７×［Ｓｉ］−［Ｐ］＋０．５×［Ｐｂ］≦６１．５、
   の関係を有するとともに、
   金属組織の構成相において、α相の面積率を（α）％、β相の面積率を（β）％、γ相の面積率を（γ）％、κ相の面積率を（κ）％、μ相の面積率を（μ）％とした場合に、
   ２９≦（κ）≦６０、
   ０≦（γ）≦０．３、
   （β）＝０、
   ０≦（μ）≦１．０、
   ９８．６≦ｆ３＝（α）＋（κ）、
   ９９．７≦ｆ４＝（α）＋（κ）＋（γ）＋（μ）、
   ０≦ｆ５＝（γ）＋（μ）≦１．２、
   ３０≦ｆ６＝（κ）＋６×（γ）^１／２＋０．５×（μ）≦６２、
   の関係を有するとともに、
   γ相の長辺の長さが２５μｍ以下であり、μ相の長辺の長さが２０μｍ以下であり、α相内にκ相が存在していることを特徴とする高強度快削性銅合金。
2. さらに、０．０１ｍａｓｓ％以上０．０７ｍａｓｓ％以下のＳｂ、０．０２ｍａｓｓ％以上０．０７ｍａｓｓ％以下のＡｓ、０．００５ｍａｓｓ％以上０．１０ｍａｓｓ％以下のＢｉから選択される１又は２以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度快削性銅合金。
3. ７５．６ｍａｓｓ％以上７７．８ｍａｓｓ％以下のＣｕと、３．１５ｍａｓｓ％以上３．５ｍａｓｓ％以下のＳｉと、０．０６ｍａｓｓ％以上０．１２ｍａｓｓ％以下のＰと、０．００６ｍａｓｓ％以上０．０４５ｍａｓｓ％以下のＰｂと、を含み、残部がＺｎ及び不可避不純物からなり、
   不可避不純物として存在するＳｎの含有量が０．０３ｍａｓｓ％以下、Ａｌの含有量が０．０３ｍａｓｓ％以下で、ＳｎとＡｌの合計含有量が０．０４ｍａｓｓ％以下であり、
   Ｃｕの含有量を［Ｃｕ］ｍａｓｓ％、Ｓｉの含有量を［Ｓｉ］ｍａｓｓ％、Ｐｂの含有量を［Ｐｂ］ｍａｓｓ％、Ｐの含有量を［Ｐ］ｍａｓｓ％とした場合に、
   ７８．５≦ｆ１＝［Ｃｕ］＋０．８×［Ｓｉ］＋［Ｐ］＋［Ｐｂ］≦８０．５、
   ６０．４≦ｆ２＝［Ｃｕ］−４．７×［Ｓｉ］−［Ｐ］＋０．５×［Ｐｂ］≦６１．３、
   の関係を有するとともに、
   金属組織の構成相において、α相の面積率を（α）％、β相の面積率を（β）％、γ相の面積率を（γ）％、κ相の面積率を（κ）％、μ相の面積率を（μ）％とした場合に、
   ３３≦（κ）≦５８、
   （γ）＝０、
   （β）＝０、
   ０≦（μ）≦０．５、
   ９９．３≦ｆ３＝（α）＋（κ）、
   ９９．８≦ｆ４＝（α）＋（κ）＋（γ）＋（μ）、
   ０≦ｆ５＝（γ）＋（μ）≦０．５、
   ３３≦ｆ６＝（κ）＋６×（γ）^１／２＋０．５×（μ）≦５８、
   の関係を有するとともに、
   α相内にκ相が存在しており、μ相の長辺の長さが１５μｍ以下であることを特徴とする高強度快削性銅合金。
4. さらに、０．０１２ｍａｓｓ％以上０．０５ｍａｓｓ％以下のＳｂ、０．０２５ｍａｓｓ％以上０．０５ｍａｓｓ％以下のＡｓ、０．００６ｍａｓｓ％以上０．０５ｍａｓｓ％以下のＢｉから選択される１又は２以上を含有し、かつＳｂ、Ａｓ、Ｂｉの合計含有量が０．０９ｍａｓｓ％以下であることを特徴とする請求項３に記載の高強度快削性銅合金。
5. 前記不可避不純物であるＦｅ，Ｍｎ，Ｃｏ，及びＣｒの合計量は、０．０８ｍａｓｓ％未満であることを特徴とする請求項１から請求項４のいずれか一項に記載の高強度快削性銅合金。
6. Ｕノッチ形状のシャルピー衝撃試験値が１２Ｊ／ｃｍ^２以上５０Ｊ／ｃｍ^２以下、常温での引張強さが５５０Ｎ／ｍｍ^２以上であり、かつ室温での０．２％耐力に相当する荷重を負荷した状態で１５０℃で１００時間保持した後のクリープひずみが０．３％以下であることを特徴とする請求項１から請求項５のいずれか一項に記載の高強度快削性銅合金。
7. 熱間加工材であり、引張強さＳ（Ｎ／ｍｍ^２）が５５０Ｎ／ｍｍ^２以上、伸びＥ（％）が１２％以上、Ｕノッチ形状のシャルピー衝撃試験値Ｉ（Ｊ／ｃｍ^２）が１２Ｊ／ｃｍ^２以上であり、かつ
   ６７５≦ｆ８＝Ｓ×｛（Ｅ＋１００）／１００｝^１／２、または
   ７００≦ｆ９＝Ｓ×｛（Ｅ＋１００）／１００｝^１／２＋Ｉであることを特徴とする請求項１から請求項５のいずれか一項高強度快削性銅合金。
8. 水道用器具、工業用配管部材、液体、ガスと接触する器具、圧力容器・継手、自動車用部品、又は電気製品部品に用いられることを特徴とする請求項１から請求項７のいずれか一項に記載の高強度快削性銅合金。
9. 請求項１から請求項８のいずれか一項に記載された高強度快削性銅合金の製造方法であって、
   冷間加工工程及び熱間加工工程のいずれか一方または両方と、前記冷間加工工程又は前記熱間加工工程の後に実施する焼鈍工程と、を有し、
   前記焼鈍工程では、以下の（１）〜（４）のいずれかの条件で銅合金を加熱、冷却し、
   （１）５２５℃以上５７５℃以下の温度で１５分から８時間保持するか、
   （２）５０５℃以上５２５℃未満の温度で、１００分から８時間保持するか、又は、
   （３）最高到達温度が５２５℃以上６２０℃以下であり、５７５℃から５２５℃までの温度領域を１５分以上保持するか、又は
   （４）５７５℃から５２５℃までの温度領域を０．１℃／分以上、３℃／分以下の平均冷却速度で冷却し、
   次いで、４５０℃から４００℃までの温度領域を３℃／分以上、５００℃／分以下の平均冷却速度で冷却することを特徴とする高強度快削性銅合金の製造方法。
10. 請求項１から請求項６のいずれか一項に記載された高強度快削性銅合金の製造方法であって、
    鋳造工程と、前記鋳造工程の後に実施する焼鈍工程と、を有し、
    前記焼鈍工程では、以下の（１）〜（４）のいずれかの条件で銅合金を加熱、冷却し、
    （１）５２５℃以上５７５℃以下の温度で１５分から８時間保持するか、
    （２）５０５℃以上５２５℃未満の温度で、１００分から８時間保持するか、
    （３）最高到達温度が５２５℃以上６２０℃以下であり、５７５℃から５２５℃までの温度領域を１５分以上保持するか、又は
    （４）５７５℃から５２５℃までの温度領域を０．１℃／分以上、３℃／分以下の平均冷却速度で冷却し、
    次いで、４５０℃から４００℃までの温度領域を３℃／分以上、５００℃／分以下の平均冷却速度で冷却することを特徴とする高強度快削性銅合金の製造方法。
11. 請求項１から請求項８のいずれか一項に記載された高強度快削性銅合金の製造方法であって、
    熱間加工工程を含み、
    熱間加工される時の材料温度が、６００℃以上、７４０℃以下であり、
    熱間での塑性加工後の冷却過程において、５７５℃から５２５℃までの温度領域を０．１℃／分以上、３℃／分以下の平均冷却速度で冷却し、４５０℃から４００℃までの温度領域を３℃／分以上、５００℃／分以下の平均冷却速度で冷却することを特徴とする高強度快削性銅合金の製造方法。
12. 請求項１から請求項８のいずれか一項に記載された高強度快削性銅合金の製造方法であって、
    冷間加工工程及び熱間加工工程のいずれか一方または両方と、前記冷間加工工程又は前記熱間加工工程後に実施する低温焼鈍工程と、を有し、
    前記低温焼鈍工程においては、材料温度を２４０℃以上３５０℃以下の範囲とし、加熱時間を１０分以上３００分以下の範囲とし、材料温度をＴ℃、加熱時間をｔ分としたとき、１５０≦（Ｔ−２２０）×（ｔ）^１／２≦１２００の条件とすることを特徴とする高強度快削性銅合金の製造方法。