专利名称：铜合金铸件及其铸造方法
技术领域：
本发明涉及一种可切削性、强度、耐磨性及耐蚀性卓越的铜合金铸件，尤其是涉及一种，经常或临时地与水(自来水等)接触的状态下所使用的触水金属零件(例如，供水管道的水龙头、阀门、旋塞类、接头、法兰类、龙头、住宅设备机器、排水器具类、连接件、锅炉用零件等)、与配合部件(回转轴等)经常或临时接触的状态下相对运动的磨合部件(例如，轴承，齿轮、气缸、滚动轴承保持架、叶轮、泵类零件、轴承等)或作为这些的构成材优选使用的铜合金铸件及其铸造方法。
背景技术：
例如，通常，触水金属零件为铜合金铸件，但是作为其构成材的铜合金，最好是使用可切削性、强度、耐蚀性及铸造性卓越的铜合金铸件为佳。
而且，作为可切削性卓越的铜合金，众所周知的是JIS H5120的CAC406等的青铜系合金。
但是，为了确保可切削性，这些含有大量的(4mass％以上)Pb。因为Pb是对人体和环境带来危害的有害物质，因此最近存在大幅抑制其用途的倾向。例如，在熔化、铸造大量含有Pd的合金的高温工作中，因产生的金属蒸汽中含有Pb，因此对人体产生危害，及造成环境的污染。而且，在由大量含有Pb的合金构成的水龙头及阀门等中，与饮用水等的接触而可能会溶出Pb成分。
而且上述的青铜系合金中，对于强度、耐蚀性、铸造性等具有缺点。
然而，即使在现有技术中，为了提高铜合金铸件的可切削性或铸造性等，极有效的方法为，为了解消铸件特有的枝晶组织谋求晶粒的细化。
而且，作为铜合金的晶粒细化的基本形式，一般分为，(A)铜合金熔融固化时晶粒细化，或(B)通过对熔融固化后的铜合金(铸块如扁坯等、铸件如压铸件、熔融铸造品等)实施轧制等变形加工或加热处理，使畸变能等储存能变成驱动力，从而将晶粒细化。无论是(A)或(B)的何种情况，Zr均被认为是对晶粒的细化起有效作用的元素。
然而，在方法(A)的情况下，Zr对熔融固化阶段的晶粒的细化作用，很大程度上受其他元素及其含量的影响，因而无法达到所期望的晶粒细化。因而，一般采用方法(B)，即对熔融固化后的铸块、铸造品等进行热处理后进一步使之变形，从而实现晶粒的细化。
日本专利公开公报昭38-20467号公报，调查了对含有Zr、P和Ni的铜合金进行了固熔处理，然后以75％的加工率进行冷加工后的平均粒径，结果发现，随着Zr的含量的增加，由不含有Zr时的280μm，逐渐变为170μm(Zr0.05mass％)、50μm(Zr0.13mass％)、29μm(Zr0.22mass％)、6μm(Zr0.89mass％)，与Zr含量的增加相比例的细化。而且，在此公报中，为避免因Zr含量过多而带来的影响，建议将Zr的含量规定为0.05～0.3mass％。
另外，在日本专利公开2004-233952号公报中，公开了如果铸造添加0.15～0.5mass％的Zr的铜合金后，进行固熔处理及为附加变形而进行的变形加工，平均粒径则细化到大约20μm以下的水平。
专利文献1日本专利公开昭38-20467号公报专利文献2日本专利公开2004-233952号公报然而，如上述(B)的方法，为使粒径细化，铸造后进行处理及加工，因而导致成本提高。而且，因铸件制品的形状各异，有时无法进行畸变的变形加工。因此，应优选按上述(A)的方法，在铜合金熔融固化时进行晶粒的细化。然而，如果采用(A)的方法，如上所述，由于在熔融固化阶段的Zr，很大地受其他元素及其含量的影响，所以即使增加Zr的含量也未必能够得到相应的晶粒细化的效果。而且，因Zr与氧的亲和能力非常强，因而在大气中熔化并且添加Zr，则容易成为氧化物，从而大大降低了成品率。因此，即使铸造后的产品中含有的量甚微，也需要在浇铸阶段投入相当量的原料。另一方面，熔化过程中的氧化物的生成量过多，浇铸时氧化物易于混入熔融合金中，从而有可能产生铸造缺陷。为避免氧化物的生成，可以采用真空或惰性气体的环境中进行熔化、铸造，但是会导致高成本。而且，由于Zr是贵重元素，因而从经济观点出发，应尽量减少Zr的添加量为理想。
因此，要求开发尽量减少Zr含量的同时，在铸造工序的熔融固化的阶段，进行晶粒细化的铜合金。
发明内容
本发明鉴于上述问题而作，其目的在于，提供一种实现晶粒细化、不含有大量的对人体有害的Pb而且具有充分的可切削性的同时，在强度、延性、耐蚀性、铸造性等诸特性卓越，因此作为触水金属零件或者其构成材料等可适合使用的铜合金铸件，及可合适地制造出该铜合金铸件的铸造方法。
本发明为了达到上述目的，提供如下述的铜合金铸件及其铸造方法。
即，本发明的第1方面为一种铜合金铸件(以下简称为[第1铜合金铸件])，包含Cu58～72.5mass％(60～72.5mass％为理想、60.5～70mass％更为理想，61.5～66mass％为最适宜)、Zr0.0008～0.045mass％(0.003～0.029mass％为理想，0.005～0.024mass％较为理想，0.007～0.019mass％为最适宜)、P0.01～0.25mass％(0.02～0.18mass％为理想，0.03～0.15mass％更为理想，0.035～0.12mass％为最适宜)、从Pb0.01～4mass％(0.05～2.5mass％为理想，0.45～1.5mass％更为理想，0.45～1mass％为最适宜)、Bi0.01～3mass％(0.05～2mass％为理想，0.45～1.5mass％更为理想，0.45～1mass％为最适宜)、Se0.03～1mass％(0.05～0.5mass％为理想，0.05～0.3mass％为最适宜)、Te0.05～1.2mass％(0.1～0.8mass％为理想，0.2～0.7mass％更为理想)中选择的一种以上的元素及Zn剩余量，并满足下述(1)～(5)条件。该第1铜合金铸件除满足上述条件外，最好应满足下述的(9)～(14)的条件。
本发明的第2方面为一种铜合金铸件(以下简称为[第2铜合金铸件])，其除了第1铜合金铸件的构成元素外，还含有Sn及/或Al，即，包含Cu58～72.5mass％(60～72.5mass％为理想、60.5～70mass％更为理想，61.5～66mass％为最适宜)、Zr0.0008～0.045mass％(0.003～0.029mass％为理想，0.005～0.024mass％较为理想，0.007～0.019mass％为最适宜)、P0.01～0.25mass％(0.02～0.18mass％为理想，0.03～0.15mass％更为理想，0.035～0.12mass％为最适宜)、从Pb0.01～4mass％(0.05～2.5mass％为理想，0.45～1.5mass％更为理想，0.45～1mass％为最适宜)、Bi0.01～3mass％(0.05～2mass％为理想，0.45～1.5mass％更为理想，0.45～1mass％为最适宜)、Se0.03～1mass％(0.05～0.5mass％为理想，0.05～0.3mass％为最适宜)、Te0.05～1.2mass％(0.1～0.8mass％为理想，0.2～0.7mass％更为理想)中选择的一种以上的元素、Sn0.05～4mass％(0.2～3.5mass％为理想，0.5～3mass％更为理想，0.7～2.5mass％为最适宜)及/或Al0.01～4mass％(0.03～2.5mass％为理想，0.05～1.5mass％更为理想，0.1～0.5mass％为最适宜)、Zn剩余量，并满足下述(1)～(8)条件。该第2铜合金铸件除满足上述条件外，最好应满足下述的(9)～(14)的条件。
本发明的第3方面为的铜合金铸件(以下简称为[第3铜合金铸件])，其除了第1铜合金铸件的构成元素外，再包含As及/或Sb，即，包含Cu58～72.5mass％(60～72.5mass％为理想、60.5～70mass％更为理想，61.5～66mass％为最适宜)、Zr0.0008～0.045mass％(0.003～0.029mass％为理想，0.005～0.024mass％较为理想，0.007～0.019mass％为最适宜)、P0.01～0.25mass％(0.02～0.18mass％为理想，0.03～0.15mass％更为理想，0.035～0.12mass％为最适宜)、从Pb0.01～4mass％(0.05～2.5mass％为理想，0.45～1.5mass％更为理想，0.45～1mass％为最适宜)、Bi0.01～3mass％(0.05～2mass％为理想，0.45～1.5mass％更为理想，0.45～1mass％为最适宜)、Se0.03～1mass％(0.05～0.5mass％为理想，0.05～0.3mass％为最适宜)、Te0.05～1.2mass％(0.1～0.8mass％为理想，0.2～0.7mass％更为理想)中选择的一种以上的元素、As0.02～0.2mass％(0.03～0.12mass％为理想)及/或Sb0.02～0.2mass％(0.03～0.12mass％为理想)、Zn剩余量，并满足下述(1)～(5)条件。该第3铜合金铸件除满足上述条件外，最好应满足下述的(9)～(14)的条件。
本发明的第4方面为一种铜合金铸件(以下简称为[第4铜合金铸件])，其除了第1铜合金铸件的构成元素外，还含有由Mn、Si及Mg中选择的一种以上元素，即，包含Cu58～72.5mass％(60～72.5mass％为理想、60.5～70mass％更为理想，61.5～66mass％为最适宜)、Zr0.0008～0.045mass％(0.003～0.029mass％为理想，0.005～0.024mass％更为理想，0.007～0.019mass％为最适宜)、P0.01～0.25mass％(0.02～0.18mass％为理想，0.03～0.15mass％更为理想，0.035～0.12mass％为最适宜)、从Pb0.01～4mass％(0.05～2.5mass％为理想，0.45～1.5mass％更为理想，0.45～1mass％为最适宜)、Bi0.01～3mass％(0.05～2mass％为理想，0.45～1.5mass％更为理想，0.45～1mass％为最适宜)、Se0.03～1mass％(0.05～0.5mass％为理想，0.05～0.3mass％为最适宜)、Te0.05～1.2mass％(0.1～0.8mass％为理想，0.2～0.7mass％更为理想)中选择的一种以上的元素，由Mn0.1～5mass％(0.5～4.5mass％为理想，1～3.5mass％更为理想)、Si0.05～2mass％(0.2～1.5mass％为理想)及Mg0.001～0.2mass％(0.002～0.015mass％为理想，0.005～0.1mass％更为理想)中选择的一种以上的元素、Zn剩余量，并满足下述(1)～(5)条件。该第4铜合金铸件除满足上述条件外，最好应满足下述的(9)～(14)的条件。
本发明的第5方面为一种铜合金铸件(以下简称为[第5铜合金铸件])，其除了第1铜合金铸件的构成元素外，还含有Sn及/或Al、以及As及/或Sb元素，即，包含Cu58～72.5mass％(60～72.5mass％为理想、60.5～70mass％更为理想，61.5～66mass％为最适宜)、Zr0.0008～0.045mass％(0.003～0.029mass％为理想，0.005～0.024mass％更为理想，0.007～0.019mass％为最适宜)、P0.01～0.25mass％(0.02～0.18mass％为理想，0.03～0.15mass％更为理想，0.035～0.12mass％为最适宜)、从Pb0.01～4mass％(0.05～2.5mass％为理想，0.45～1.5mass％更为理想，0.45～1mass％为最适宜)、Bi0.01～3mass％(0.05～2mass％为理想，0.45～1.5mass％更为理想，0.45～1mass％为最适宜)、Se0.03～1mass％(0.05～0.5mass％为理想，0.05～0.3mass％为最适宜)、Te0.05～1.2mass％(0.1～0.8mass％为理想，0.2～0.7mass％更为理想)中选择的一种以上的元素、Sn0.05～4mass％(0.2～3.5mass％为理想，0.5～3mass％更为理想，0.7～2.5mass％为最适宜)及/或Al0.01～4mass％(0.03～2.5mass％为理想，0.05～1.5mass％更为理想，0.1～0.5mass％为最适宜)、As0.02～0.2mass％(0.03～0.12mass％为理想)及/或Sb0.02～0.2mass％(0.03～0.12mass％为理想)及Zn剩余量，并满足下述(1)～(8)条件。该第4铜合金铸件除满足上述条件外，最好应满足下述的(9)～(14)的条件。
本发明的第6方面为一种铜合金铸件(以下简称为[第6铜合金铸件])，其除了第1铜合金铸件的构成元素外，还含有由Sn及/或Al、以及从Mn、Si及Mg中选择的一种以上元素，即，包含Cu58～72.5mass％(60～72.5mass％为理想、60.5～70mass％更为理想，61.5～66mass％为最适宜)、Zr0.0008～0.045mass％(0.003～0.029mass％为理想，0.005～0.024mass％更为理想，0.007～0.019mass％为最适宜)、P0.01～0.25mass％(0.02～0.18mass％为理想，0.03～0.15mass％更为理想，0.035～0.12mass％为最适宜)、从Pb0.01～4mass％(0.05～2.5mass％为理想，0.45～1.5mass％更为理想，0.45～1mass％为最适宜)、Bi0.01～3mass％(0.05～2mass％为理想，0.45～1.5mass％更为理想，0.45～1mass％为最适宜)、Se0.03～1mass％(0.05～0.5mass％为理想，0.05～0.3mass％更为理想)、Te0.05～1.2mass％(0.1～0.8mass％为理想，0.2～0.7mass％更为理想)中选择的一种以上的元素、Sn0.05～4mass％(0.2～3.5mass％为理想，0.5～3mass％更为理想，0.7～2.5mass％为最适宜)及/或Al0.01～4mass％(0.03～2.5mass％为理想，0.05～1.5mass％更为理想，0.1～0.5mass％为最适宜)、从Mn0.1～5mass％(0.5～4.5mass％为理想，1～3.5mass％更为理想)、Si0.05～2mass％(0.2～1.5mass％为理想)及Mg0.001～0.2mass％(0.002～0.15mass％为理想，0.005～0.1mass％更为理想)中选择的一种以上的元素及Zn剩余量，并满足下述(1)～(8)条件。该第6铜合金铸件除满足上述条件外，最好应满足下述的(9)～(14)的条件。
本发明的第7方面为一种铜合金铸件(以下简称为[第7铜合金铸件])，其除了第1铜合金铸件的构成元素外，还含有由As及/或Sb、以及从Mn、Si及Mg中选择的一种以上元素，即，包含Cu58～72.5mass％(60～72.5mass％为理想、60.5～70mass％更为理想，61.5～66mass％为最适宜)、Zr0.0008～0.045mass％(0.003～0.029mass％为理想，0.005～0.024mass％更为理想，0.007～0.019mass％为最适宜)、P0.01～0.25mass％(0.02～0.18mass％为理想，0.03～0.15mass％更为理想，0.035～0.12mass％为最适宜)、从Pb0.01～4mass％(0.05～2.5mass％为理想，0.45～1.5mass％更为理想，0.45～1mass％为最适宜)、Bi0.01～3mass％(0.05～2mass％为理想，0.45～1.5mass％更为理想，0.45～1mass％为最适宜)、Se0.03～1mass％(0.05～0.5mass％为理想，0.05～0.3mass％更为理想)、Te0.05～1.2mass％(0.1～0.8mass％为理想，0.2～0.7mass％更为理想)中选择的一种以上的元素、As0.02～0.2mass％(0.03～0.12mass％为理想)及/或Sb0.02～0.2mass％(0.03～0.12mass％为理想)、从Mn0.1～5mass％(0.5～4.5mass％为理想，1～3.5mass％更为理想)、Si0.05～2mass％(0.2～1.5mass％为理想)及Mg0.001～0.2mass％(0.002～0.15mass％为理想，0.005～0.1mass％更为理想)中选择的一种以上的元素及Zn剩余量，并满足下述(1)～(5)条件。该第7铜合金铸件除满足上述条件外，最好应满足下述的(9)～(14)的条件。
本发明的第8方面为一种铜合金铸件(以下简称为[第8铜合金铸件])，其除了第1铜合金铸件的构成元素外，还含有由Sn及/或Al、As及/或Sb、以及从Mn、Si及Mg中选择的一种以上元素，即，包含Cu58～72.5mass％(60～72.5mass％为理想、60.5～70mass％更为理想，61.5～66mass％为最适宜)、Zr0.0008～0.045mass％(0.003～0.029mass％为理想，0.005～0.024mass％更为理想，0.007～0.019mass％为最适宜)、P0.01～0.25mass％(0.02～0.18mass％为理想，0.03～0.15mass％更为理想，0.035～0.12mass％为最适宜)、从Pb0.01～4mass％(0.05～2.5mass％为理想，0.45～1.5mass％更为理想，0.45～1mass％为最适宜)、Bi0.01～3mass％(0.05～2mass％为理想，0.45～1.5mass％更为理想，0.45～1mass％为最适宜)、Se0.03～1mass％(0.05～0.5mass％为理想，0.05～0.3mass％更为理想)、Te0.05～1.2mass％(0.1～0.8mass％为理想，0.2～0.7mass％更为理想)中选择的一种以上的元素、Sn0.05～4mass％(0.2～3.5mass％为理想，0.5～3mass％更为理想，0.7～2.5mass％为最适宜)及/或Al0.01～4mass％(0.03～2.5mass％为理想，0.05～1.5mass％更为理想，0.1～0.5mass％为最适宜)、As0.02～0.2mass％(0.03～0.12mass％为理想)及/或Sb0.02～0.2mass％(0.03～0.12mass％为理想)、从Mn0.1～5mass％(0.5～4.5mass％为理想，1～3.5mass％更为理想)、Si0.05～2mass％(0.2～1.5mass％为理想)及Mg0.001～0.2mass％(0.002～0.15mass％为理想，0.005～0.1mass％更为理想)中选择的一种以上的元素及Zn剩余量，并满足下述(1)～(8)条件。该第8铜合金铸件除满足上述条件外，最好应满足下述的(9)～(14)的条件。
另外，在以下的说明中，[a]表示元素a的含量值，元素a的含量以[a]mass％表示。例如，Cu的含量以[Cu]mass％予以表示。另外，各相的含量表示为面积率，尤其是，γ相的含量(表面积率)表示为[γ]％。而且，各相的面积率是，通过图像分析进行测定的，具体地通过将光学显微镜放大200倍的铜合金铸件组织以图像处理软件[WinROOF](TECH-JAM株式会社)进行二值化而得到的，并面积率是在三个不同的位置测定的面积率的平均值。
(1)f1＝[Cu]-3[P]+0.5([Pb]+[Bi]+[Se]+[Te])-0.5[Sn]-1.8[Al]-([As+[Sb])+[Mn]-3.5[Si]-0.5[Mg]＝60～90(f1＝61～72为理想，f1＝61.5～68更为理想，f1＝62～67为最适宜)。而且，在式f1中，对于未含有的元素a，[a]＝0。
(2)f2＝[P]/[Zr]＝0.5～120(f2＝1～30为理想，f2＝1.4～16更为理想，f2＝2～12为最适宜)。而且，γ相的面积率的测定方法如同后述。
(3)f3＝0.05[γ]+([Pb]+[Bi]+[Se]+[Te])＝0.45～4(f3＝0.6～2为理想，f3＝0.95～1.5更为理想)。而且，对于未含有的元素a，[a]＝0。
(4)α相及γ相的合计含量为85％以上(90％为理想，95％更为理想，98％为最适宜)，且γ相的含量为25％以下(15％以下为理想，0.1～10％更为理想)。
(5)在熔融固化时的宏观组织中的平均粒径为250μm以下(100μm以下为理想，并且在微观组织中，60μm以下更为理想)。其中，在熔融固化时的宏观组织(或微观组织)上的平均粒径，是指在通过铸造(包括利用金属型铸造、砂型铸造、水平连铸、上铸(上引铸造)、半固态金属铸造、半固态金属锻造、熔融合金锻造等以往公知的各种铸造法的铸造)、焊接或熔化，熔融固化后一概不进行变形加工(挤压及滚轧等)或加热处理等的状态下，宏观组织(或微观组织)上的粒径的平均值。而且，本说明书所引用的“铸件”的用语意味着全部或部分熔融后凝固的物质，并且包括滚轧或挤压用钢锭、扁坯和钢坯，以及砂型铸件、金属型铸件、低压铸造铸件、压铸件、蜡模铸件、半固态铸件(例如，触融压铸件、流变铸件)、压力铸件、离心铸件、连续铸件(例如，通过水平连铸、上铸、上引铸造制造的棒材、空心棒材、异型棒材、异型空心棒材、线圈材料、线材等)、通过熔融合金锻造(直接锻造)、热喷镀、加厚、加衬里、覆盖而形成的铸件。对于焊接件，由于部分熔化母材，然后凝固从而连结在一起，因此广义上应包含在铸件的范畴。
(6)f4＝[Zn]+2.5[Sn]+3[Al]＝15～42(f4＝20～41为理想，f4＝25～40更为理想，f4＝30～39为最适宜)。而且，对于未含有的元素a，[a]＝0。
(7)f5＝([Zn]+2.5[Sn]+3[Al])/[Zr]＝500～20000(f5＝800～10000为理想，f5＝1200～6000更为理想，f5＝1600～4500为最适宜)。而且，对于未含有的元素a，[a]＝0。
(8)及f6＝([Zn]+2.5[Sn]+3[Al])/[P]＝75～3000(f6＝150～1600为理想，f6＝200～1200更为理想，f6＝250～1000为最适宜)。而且，对于未含有的元素a，[a]＝0。
(9)熔融固化时出现的初晶为α相。
(10)熔融固化时，发生包晶反应。
(11)熔融固化时，形成枝晶网被分割的晶体结构。
(12)熔融固化时的晶粒的二维形状呈圆状、基本上圆状、椭圆状、十字状、针状或者多角状。
(13)α相被微细分割在基质中，且由γ相及/或偏析产生的Sn的高浓度部分均匀地分散于基质内。
(14)含有Pb或Bi时，微细且大小均匀的Pb粒子或者Bi粒子均匀地分散于基质内。
而且，在第1～第8铜合金铸件中，Cu为构成该铸件的铜合金的主要元素，为确保作为工业用材料的耐蚀性(耐脱锌腐蚀性、耐应力腐蚀及抗龟裂性)及机械特性，其含量应为58mass％以上。但，Cu含量超过72.5mass％时，会使强度、耐腐蚀性降低，并对后述的因同时添加Zr及P而引起的晶粒细化效果造成障碍。考虑到这些事实，有必要将Cu含量控制为58～72.5mass％，60～72.5mass％为比较理想，60.5～70mass％为更适宜，61.5～66mass％为最理想。而且，为进行晶粒的细化，也应重视与其他元素之间的关系，且满足(1)的条件。即，Cu及其他构成元素的含量之间应成立以下关系式f1＝([Cu]-3[P]+0.5([Pb]+[Bi]+[Se]+[Te])-0.5[Sn]-1.8[Al]-([As+[Sb])+[Mn]-3.5[Si]-0.5[Mg])＝60～90。而且，f1＝61～72为理想，f1＝61.5～68更为理想，f1＝62～67为最适宜。
在第1～第8铜合金中，Zn与Cu共同作为构成该铸件的铜合金的主要元素，除降低合金的堆垛层错能、引起包晶反应、具有铸件的晶粒细化作用、增强熔融合金的流动性并降低熔点的作用、防止Zr的氧化损失的作用、提高耐蚀性及提高可切削性的作用外，也具有提高拉伸强度、屈服应力、冲击强度及疲劳强度等机械强度的功效。考虑到上述事实，将Zn的含量规定为减去各构成元素之含量的剩余量。
第1～第8铜合金中，Zr及P是，以进行铜合金晶粒的细化、尤其熔融固化时晶粒的细化为目的而共同添加的元素。即，单独的Zr及P元素，与所添加的其他一般元素同样，对铜合金晶粒的细化的作用极小，但在Zr及P共存的状态下，对晶粒的细化发挥极为有效的作用。
对于Zr，其含量在0.0008mass％以上时发挥这样的晶粒细化作用，在0.003mass％以上时显著地发挥，在0.005mass％以上时更显著地发挥，在0.007mass％以上时极其显著地发挥。对于P，其含量在0.01mass％以上时发挥这样的晶粒细化作用，在0.02mass％以上时显著地发挥，在0.03mass％以上时更显著地发挥在0.035mass％以上时极其显著地发挥。
另一方面，Zr的添加量达到0.045mass％，同时P的添加量也达到0.25mass％时，与其他构成元素的种类、含量无关地，因Zr及P的共同添加而带来的晶粒细化作用会完全地处于饱和状态。因此，有必要将有效发挥相关功能所必需的Zr及P的添加量规定为，Zr为0.045mass％以下，P为0.25mass％以下。而且，Zr及P，只要其添加量为在上述的范围内设定的微量，则不会对由其他构成元素发挥出的合金特性造成障碍，例如，通过晶粒细化，将偏析的高Sn浓度部分在基质内均匀地进行分布，而不是在某些区域富集。同时，对于Pb、Bi等未固溶的可切削性改善元素也是，能使之成为挥最佳使用状态(具有微细且大小均匀的粒径且均匀地分散于基质内)。其结果不仅能够防止铸件龟裂，可得到疏松、缩孔、砂眼、显微疏松较少的健全的铸件，而且可以提高铸造后进行的冷拉伸、冷拉拔的加工性，进一步地提高该合金的诸特性。
另外，Zr是与氧的亲和力非常强的元素，因此在大气中熔融Zr或把废料作为原料使用时，易于生成Zr的氧化物和硫化物。添加过量的Zr时，熔融合金的粘度将增大，因而铸造过程中混入氧化物、硫化物而产生铸造缺陷，易于产生砂眼或显微疏松。尽管为避免这种现象，可在真空或完全为惰性气体的环境下进行熔化和铸造，但这种方法存在无通用性，对于将Zr专门作为细化元素而添加的铜合金，其成本大幅度增加。考虑到上述事实，为避免生成氧化物、硫化物，Zr的添加量最好控制在0.029mass％以下，0.024mass％以下更为理想，0.019mass％以下为最适宜。而且，如果将Zr的含量控制在此范围，即使把该铸件作为再利用材料在大气中熔化时，Zr的氧化物及硫化物的生成量也会减少，因而能够再度得到由微细晶粒构成的健全的第1～第8铜合金铸件。
因此，考虑到工业上添加微量的Zr，有必要将Zr的添加量控制在0.0008～0.045mass％，0.0003～0.029mass％为理想，0.005～0.024mass％更为理想，0.007～0.019mass％为最适宜。
此外，如上所述，P元素通过与Zr元素共同添加而发挥晶粒的细化作用，但同时对耐蚀性、铸造性等带来影响。因而，除通过与Zr共同添加而发挥的晶粒的细化作用外，再考虑到对耐蚀性、铸造性等带来的影响，有必要将P的添加量控制在0.01～0.25mass％，0.02～0.18mass％为理想，0.03～0.15mass％较为理想，0.35～0.12mass％为最适宜。
因此，只通过在上述的范围内各自确定Zr及P的含量，无法发挥通过共同添加Zr及P而产生的晶粒的细化效果，两者的含量需要满足条件(2)。尽管晶粒的细化可通过从熔融液晶析的α相初晶的成核速度远远超出枝晶的成长速度而予以实现，但为了使相关的现象发生，只通过各自确定Zr及P的添加量的方法不够充分，有必要考虑共添比例(f2＝[P]/[Zr])。通过把Zr及P的含量控制在适宜范围内的适宜添加比例，就可通过Zr及P的共添功能或相互作用，能够显著地促进α相初晶的成核，其结果，该α相的成核速度远远超出枝晶的生长速度。当Zr及P的含量在适宜范围内且Zr及P的配合比例([P]/[Zr])为化学计量比时，通过添加数十ppm程度的微量Zr，可在α相晶体中生成Zr、P的金属间化合物(例如，ZrP，ZrP1～x)，该α相的成核速度因[P]/[Zr]的值f2为0.5～120而提高，其程度因f2＝1～30而进一步提高，因f2＝1.4～16而明显地提高，因f2＝2～12而飞跃提高。即，Zr及P的共添比例f2为进行晶粒的细化的重要因素，f2在上述的范围内时，熔融固化时的成核速度将明显地超出晶粒生长速度。
随着熔融固化的进行以及固相的比例逐渐增大，开始频繁地进行晶粒生长，部分晶粒开始融合，通常α相的晶粒变大。其中，如果熔融物质固化的过程中发生包晶反应，则未固化的熔融合金和固相α相进行固液反应，因而α相被消耗的同时生成β相。其结果，α相被β相包围，α相晶粒自身的大小也随之变小，且该形状也变成不带角的椭圆状。固相一旦变成如此微细的椭圆状，气体会容易漏掉，产生伴随固化时的凝固收缩的对龟裂的耐性的同时，顺利地收缩，因而有利于提高常温下的强度、耐蚀性等的诸特性。不用说，若固相为微细的椭圆状，则熔融合金具有良好的流动性且适于半固态金属凝固法。此外，若在凝固的最终阶段，熔融合金中残留微细椭圆状的固相和熔融液，则即使对于复杂形状的铸模，熔融合金也会被充分地供给到各个角落，因而可以得到具有良好形状的铸件，即，近净成形铸件。而且，实用上不同于平衡状态，一般在比平衡状态更宽的组成而发生包晶反应。其中，关系式f1和f4起重要的作用，f1的上限值(f4的下限值)主要与熔融固化后的晶粒大小和确定包晶反应是否发生有关的尺度相关。f1的下限值(f4的上限值)主要与熔融固化后的晶体大小和确定初晶是否为α相的阈值相关。若f1和f4的值取上述的理想范围、更理想的范围或最适宜范围的值，α相初晶的量随之增多，在非平衡反应中发生的包晶反应变得异常活跃起来，结果在常温下得到的晶粒更小。f5和f6分别表示的是f4和Zr，以及f4和P之间的关系，因此f5和f6也同样重要。
这一系列的熔融固化现象，理所当然取决于冷却速度。即，在冷却速度为105℃/秒以上进行的急速冷却过程中，没有时间进行晶体的成核，因而存在晶粒无法进行细化的问题。相反地，冷却速度为10～3℃度/秒以下进行的缓慢的冷却速度下，会促进晶粒生长或晶粒融合，因而存在晶粒无法进行细化的问题。另外，由于接近于平衡状态，所以发生包晶反应的组成范围也变小。因而。熔融固化阶段的理想的冷却速度应为10～2～104℃/秒的范围，最佳范围应为10～1～103℃/秒。即使在这些冷却速度的范围内，越接近上限的冷却速度则晶粒细化的组成领域随之变宽，晶粒也越来越细化。
第1～第8铜合金铸件中，如周知的那样，Pb、Bi、Se和Te元素不仅提高可切削性，也可以提高用于轴承之类的摩合构件是配合部件的磨合性及滑动性，即发挥卓越的耐磨性能。但是，Pb的大量添加对人体带来危害，因此，不要添加超过必要量的Pb。另外，γ相是极为硬质的相，但是如同Pb等，通过均匀地分散于基质内而成为切削时的应力集中源。当γ相均匀地分布在基质中时，通过与Pb等的协同作用，可提高可切削性。即，生成厚度为薄的剪断型切屑而得出被分断的切屑，且结果表示低的切削阻力。因此，通过谋求晶粒的细化、有效地利用γ相，即使不大量地添加Pb等，也能够确保满足工业要求的可切削性。即，满足(5)的条件为前提，可将Pb等的含量控制在上述范围内，而且在这些元素与γ相的含量之间满足(3)的条件，从而不必添加大量的Pb等也能够确保满足工业要求的可切削性。通过满足(13)和(14)的条件，即，通过晶粒的细化，Pb、Bi粒子及γ相微细及大小均匀地分散、配置在基质内，并可更为有效提高可切削性。一般，单独添加Pb、Bi、Se和Te或以Pb及Te、Bi及Se，或Bi及Te中的任一组合形式添加。
然而，Pb、Bi在常温下不固溶，其不仅以Pb粒子或Bi粒子的形式存在，在熔融固化阶段的熔融状态下也以粒子状分布并存在于固相之间。因此，这些Pb、Bi粒子的数目越多则在熔融固化阶段越容易产生龟裂(伴随由凝固的收缩，拉伸应力的产生所引起)。而且，Pb、Bi即使在固化后也是以熔融状态主要存在于晶界。这些粒子一多起来，就很容易产生高温龟裂。解决这些问题的有效的方法是，通过将晶粒进行细化以释放应力(以及增大晶界面积)，并进一步减小Pb、Bi粒子的大小且均匀地予以分布。Pb、Bi除对可切削性以外，如上述对铜合金的特性也产生坏的影响。对于常温下的延性，也因应力集中于Pb、Bi而造成损害(晶粒大时，延性受到协同性的破坏是众所周知的常识)。应了解通过晶粒的细化能够解决这些问题。
第2、第5、第6及第8铜合金铸件中，添加Sn、Al元素的主要目的在于提高该铸件的特性。Sn可提高机械特性(强度等)、耐蚀性和耐磨性。它还具有能够分割枝晶臂，扩大发生包晶反应的Cu或Zn的组成范围因而更有效地进行包晶反应的功能，而且能够减少合金的堆垛层错能，其结果能够更有效地实现晶粒的粒状化及细化。但是，这些功能只在Zr及P的存在下尤其发挥显著的作用。而且，由Sn的添加而生成的γ相抑制熔融固化时的晶粒的生长，帮助晶粒细化。γ相是Sn的高浓度部分的变化而成的区域，但是在熔融固化阶段中Sn的高浓度部分处于均匀且微细地分散的状态，因此生成的γ相也是微细的分散状态，因此抑制固化之后的在高温区上的α相晶粒的生长。而且，γ相是处于微细的分散状态，因此耐蚀性和耐磨性也是良好。另外，Al具有提高在强度、流动性、高速流下的耐冲蚀性和耐磨性的功能，且与Sn的关系来看，Al在铸件表面上形成坚固的Al-Sn耐蚀性皮膜，使之能够提高耐蚀性和耐磨性。如同Sn，这些功能通过共同添加Zr及P的晶粒的细化，有效发挥其功能。Sn不仅发挥细化效果，而且提高耐蚀性，尤其是耐冲蚀性，因此是一种可提高强度和耐磨性的元素。并且在0.05mass％上开始发挥其效果，添加0.2mass％或0.5mass％更加具有效果，尤其，若添加0.7mass％以上，将会在高流速下形成富有Sn的耐蚀性皮膜，因此其效果为显著。而且，Sn属低熔点金属，尽管取决于Cu、Pb、Bi等的其他元素的比率，但是即使说Zr和P的存在下，若添加超过4mass％的Sn，就很难得出健全的铸件，得出也是脆性铸件。设定Sn的添加量为3.5mass％以下或3mass％以下更为理想，设定为2.5mass％为最适宜。Al与Sn具有相同的效果，并且比Sn更能提高强度及耐磨性，但，若添加超过4mass％的Al，提高耐磨性的效果上没有发挥作用，却变脆弱。因此，设定Al的添加量为2.5mass％以下更为理想，设定为1.5mass％为最适宜。另外，提高耐蚀性为目的时，应添加0.01mass％的Al，且0.03mass％为理想。提高耐冲蚀性或强度为目的时，添加0.05mass％以上的Al为理想，0.1mass％以上更为理想。因此，根据Zr和P的共同添加晶粒的细化功能有效地发挥，并且更有效地发挥Sn和Al的功能，将Sn和Al的含量规定在上述范围之内的同时，考虑到与Zr及P的含量之间的关系和与Zn的关系，有必要满足(6)～(8)的条件。即，添加Sn及/或Al时，在谋求晶粒的细化中为重要要素，f4(＝[Zn]+2.5[Sn]+3[Al])、f5(＝([Zn]+2.5[Sn]+3[Al])/[Zr])及f6(＝([Zn]+2.5[Sn]+3[Al])/[P])具有给定的值；因此，要求f4＝15～42、f5＝500～20000及f6＝75～3000。为了更有效地谋求晶粒的细化，f4＝20～41、f5＝800～10000及f6＝150～1600为理想，f4＝25～40、f5＝1200～6000及f6＝200～1200更为理想，并且f4＝30～39、f5＝1600～4500及f6＝250～1000为最适宜。
对第3、第5、第7及第8铜合金铸件，添加As及/或Sb的主要目的在于提高耐蚀性(尤其是，耐脱锌腐蚀性)。通过添加0.02mass％以上的Sb或As，可以提高耐海水性或耐蚀性，但是，为了显著地提高其耐蚀性的效果，添加0.03mass％的Sb或As为佳。另外，即使是Sb或As的添加量超过0.2mass％，也不可能得出其添加量对应的效果，反而会降低延性，并且产生对人体有危害的有毒性问题。从这些点出发，Sb或As的添加量应控制在0.2mass％以下，则0.12mass％以下更为理想。
对第4、第6至第8铜合金铸件，添加Mn、Si、Mg的主要目的在于提高强度、熔融合金的流动性、脱氧和脱硫效果、在高流速下的耐冲蚀性，及耐磨性。但是，部分的铜合金原料中一般使用废料(废弃传热管等)，且相关的废料中多半是含有S成分(硫磺成分)。但，若在熔融合金中含有S成分，则晶粒细化元素Zr形成硫化物，便会降低根据Zr的有效的晶粒组织细化功能，从而导致熔融合金流动性的降低，易产生气孔或龟裂等铸造缺陷。Mg除具有提高耐蚀性的功能以外，即使将含有这种S成分的废料作为合金原料使用时，也具有提高铸造时的熔融合金流动性的功能。而且，Mg以更无害的MgS形式除掉S成分，即使该MgS成分残留在合金中也不会对耐蚀性造成影响，并有效地防止因原料中含有S成分而造成的耐蚀性降低。而且，在原料中含有S成分时，S成分容易存在于结晶晶界并引起晶界腐蚀现象，但通过添加Mg成分，能够有效地防止晶界腐蚀现象。而且，Mn虽然不如Mg、但也具有除去包括在熔融合金中的S成分的作用。若熔融合金中的氧含量大，Zr就会形成氧化物，导致丧失Zr晶粒细化功能，但，Mg等发挥防止形成这种Zr氧化物的作用。另外，即便因熔融合金中的S浓度增大而存在Zr被S消耗掉的隐患，在加入Zr之前，使熔融合金中的Mg含量达到0.001mass％以上，则熔融合金中的S成分以MgS形式被除掉或固定下来，因而不会发生上述问题。但，如果添加过量的Mg(超过0.2mass％)，则与Zr同样，Mg生成氧化物、提高熔融合金的粘性而导致由于氧化物的混入而产生的铸造缺陷。因此，添加Mg时，有必要考虑这些点。若Si与Zr、P、Cu及Zn共同含有，则下降合金的堆垛层错能，从而具有显著发挥晶粒细化效果的功能。另外，Si具有提高熔融合金的流动性、防止熔融合金的氧化、降低熔点的作用，且具有提高耐蚀性，尤其是，提高耐脱锌腐蚀性及耐应力腐蚀及抗龟裂性的作用。而且，Si具有提高可切削性以及诸如拉伸强度、屈服应力、冲击强度及疲劳强度等机械强度的功效。这些作用，对铸件的晶粒的细化产生协同效果。并且，共同添加Mn和Si时，形成Mn-Si的金属间化合物，从而提高耐磨性。考虑到这些点，Mn、Si和Mg的含量控制在上述范围内。
第1至第8铜合金铸件为了确保充分的耐蚀性、耐磨性、强度等而形成为上述的合金组织，要求每种铜合金铸件具有上述的合金组成，且应满足(4)的条件。即，第1至第8铜合金铸件应满足α相及γ相的合计含量为85％以上(90％以上为理想，95％以上更为理想，98％以上为最适宜)的相组织(金属组织)。但是，如果γ相的含量为过剩，产生相的选择腐蚀而降低耐蚀性。而且，虽然γ相具有提高耐磨性极耐冲蚀性的作用，但另一方面，γ相的存在即便成为降低延性的原因。因此，不降低耐蚀性的同时为了具有较好的强度、耐磨性及延性，最好是将在上述相组织中的γ相的含量控制在25％面积率以下，尤其，含有15％以下(0.1～10％为佳)的γ相为理想。若通过共同添加Zr和P晶粒被细化，γ相必然分割且球状化，而且γ相能够均匀地分布在基质内，从而可大幅度地提高可切削性、机械特性及耐磨性(滑动性)。为了发挥相应的效果，Pb、Bi粒子及γ相均匀地分散于基质内的状态为前提的γ相所占的比率(面积率)1％为相当于0.05mass％的Pb添加量，且应满足(3)的条件。即，γ相的含量(面积率)与Pb等的含量之间应满足关系式f3＝0.05[γ]+([Pb]+[Bi]+[Se]+[Te])＝0.45～4，f3＝0.6～2更为理想，f3＝0.95～1.5为最适宜。为了进一步地提高可切削性，应满足(13)和(14)的条件，即，γ相及Pb、Bi粒子均匀地分散于基质内为佳。
第2、第5、第6及第8铜合金铸件中，为了形成上述相组织且为了满足(5)条件，应考虑与Cu及其他添加元素之间的关系之后进行调整Sn和Al的含量。即，为了更有效地进行晶粒的细化，除了满足(2)～(4)及(7)、(8)的条件之外，确定Sn等的含量以满足(1)和(6)的条件。或者，f1(＝[Cu]-3[P]+0.5([Pb]+[Bi]+[Se]+[Te])-0.5[Sn]-1.8[Al]-([As]+[Sb])+[Mn]-3.5[Si]-0.5[Mg])的上限值或f4(＝[Zn]+2.5[Sn]+3[Al])的下限值，在考虑到与主要元素的Cu等的含量关系后，为了确保更好的耐蚀性(耐冲蚀性)及耐磨性，设定为如上所述为佳。另外，考虑到γ对于延性、耐蚀性及铸造性的影响，应控制f1的下限值或f4的上限值，且设定为如上述所述为佳。确保这些特性，Sn浓度按Cu的浓度而变。
第1～第8铜合金铸件中，通过添加Zr及P实现晶粒的细化，并通过满足(5)的条件，即通过将熔融固化时的宏观组织上的平均粒径控制在250μm以下(100μm以下为理想，微观组织中60μm以下为最适宜)，能够得到高质量的铸件。此外，能够提供利用水平连铸、上铸(上引铸造)等连续铸造的铸件并予以实用。晶粒未细化时，为消除铸件所特有的枝晶组织、消除Sn的偏析和将γ相的分割成球形形状等，则需要经过一次以上的热处理过程，而且因晶粒的粗大化而导致表面状态的恶化，但晶粒如上述已被细化时，偏析也只不过是微观水平上的现象，因而没有必要进行热处理，表面也处于良好的状态。而且，析出γ相时，这些存在于晶界中，晶粒越微小且均匀地分散，则其相长度变得越短，因此，要么没有必要进行为分割γ相的特别的处理工序，要么即使有必要也能够最大限度地减少该处理工序。如此地，通过大幅度削减制造过程的工序数目，能够尽可能地减少制造成本。而且，通过满足(5)的条件，不再引发如下的问题，因而能过发挥铜合金的卓越的特性，即，含有大量的低熔点金属Sn的γ相的大小不齐或分布不均匀时，由于基质中的α相与γ相之间的强度差而容易产生龟裂，并有损于延性。另外，Pb及Bi晶粒原本存在于α相与其他相如γ相之间的边界或晶界，因而相较大时，特别易于在凝固时产生龟裂。
而且，添加Zr和P的目的在于晶粒的细化，而不是在于如何阻碍铜合金原本的特性。而且，通过添加Zr及P而进行的晶粒细化，除了将Zr及P不作为结晶粒细化元素含有以外，确保具有与形成同种成分的铜合金所具有的特性同等或其以上的特性。为了将熔融固化时的平均粒径设定为如上所述的微小形状，Zr等的含量应定在，第1、第3、第4及第7铜合金铸件应满足(1)～(4)的条件，且第2、第5、第6及第8铜合金应满足(1)～(4)及(6)～(8)的条件上。
第1～第8铜合金的铸件中，尽管原材料中有时会使用废料，但使用废料时，不可避免地，实用铸造过程中上允许含有不纯物。但，废料为镍电镀材料的情况下，不可避免地含有不纯物Fe及/或Ni时，就有必要限制Fe及/或Ni的含量。即，一旦这些不纯物的含量增加，对晶粒的细化有用的Zr及P就会被Fe及/或Ni所消耗掉，发生阻碍晶粒细化的不良现象。因此，理想的是限制Fe及Ni的含量在不阻碍晶粒细化的范围内。具体地，当含有Fe及Ni中的任一元素时，该含量应被限制为0.2mass％以下(0.1mass％以下为理想，0.05mass％以下更为理想)。如果同时含有Fe及Ni时，Fe及Ni的合计含量应被限制为0.25mass％以下(0.13mass％以下为理想，0.8mass％以下更为理想)。
第1～第8铜合金的铸件中，如上所示，通过晶粒的细化及Pb粒子等的均匀分散，可切削性、强度、耐磨性(含滑动性)及耐蚀性极为卓越，能够应用于经常或临时地与自来水等接触的状态下使用的触水金属零件(例如，供水管道的水龙头、供排水的金属零件类、阀门、连接件、轴杆、锅炉用零件等)、或与配合部件经常或临时接触的状态下相对配合部件运动的磨合部件(例如，轴承，齿轮、气缸、轴承等)等作为这些的构成元件等有效被利用。
本发明提出可切削性、强度、耐磨性及耐蚀性卓越的铜合金铸件的铸造方法，其特征为，在铸造上述第1～第8铜合金的铸件时，通过刚好在进行浇铸之前或原料熔化的最终阶段，以含有Zr的铜合金的形式添加Zr(谋求更好、更稳定的晶粒细化作为目的添加的物质)，使得进行铸造时不以氧化物及/或硫化物的形式添加Zr。作为上述含有Zr的铜合金，以Cu-Zr合金或Cu-Zn-Zr合金或这样的合金，其除了Cu-Zr合金或Cu-Zn-Zr合金(基材合金)外，进一步含有从P、Mg、Al、Sn、Mn及B中选择的一种以上元素为佳。
即，在第1～第8铜合金铸件的铸造工序中，通过刚好在浇铸之前以粒状物、薄板状物、棒状物或线状物的形状的中间合金(铜合金)的形式，添加Zr，可以尽可能地减少添加Zr时的损失，且避免发生因铸造时以氧化物及/或硫化物的形式添加Zr而不能确保发挥晶粒细化效果所必需且充分的Zr量的问题。并且，如此刚好在浇铸之前添加Zr时，因Zr的熔点比该铜合金的熔点高出800～1000℃，因此最好使用具有粒状物(粒径2～50mm左右)、薄板状物(厚度1～10mm左右)、棒状物(直径2～50mm左右)或线状物形状的中间合金，并且它们是接近于该铜合金的熔点且含有很多必需成分的低熔点合金(例如含有0.5～65mass％Zr的Cu-Zr合金或Cu-Zn-Zr合金或以这些的合金作为基质，进一步含有从P、Mg、Al、Sn、Mn及B中选择的一种以上元素的合金(含有(各元素的含量0.1～5mass％)的合金)。尤其，为了降低熔点易于熔化的同时避免Zr的因氧化所引起的损失，最好以含有0.5～35mass％的Zr及15～50mass％的Zn的Cu-Zn-Zr合金(含有1～15mass％的Zr及25～45mass％的Zn的Cu-Zn-Zr合金为理想)的形式使用中间合金。Zr也与共同添加的P的配合比有关，尽管Zr是削弱作为铜合金的本质性特征的电、热传导性能的元素，但不作为氧化物、硫化物形式的Zr量为0.045mass％以下(尤其是0.019mass％以下)时，几乎不会因添加Zr而导致电和/或热传导性能的降低，即便电和/或热传导性能降低，其降低率与不添加Zr时相比极小。
另外，为得到满足条件(5)的第1～第8铜合金铸件，应适当地调整铸造条件、尤其是浇铸温度及冷却速度。即，对于浇铸温度，设定为相对于该铜合金的液相线温度高出20～250℃的温度(25～150℃为理想)。即，浇铸温度的范围应是，(液相线温度+20℃)≤浇铸温度≤(液相线温度+250℃)为理想，(液相线温度+25℃)≤浇铸温度≤(液相线温度+150℃)更为理想。一般情况下，浇铸温度为1150℃以下，1100℃以下为理想，1050℃以下更为理想。只要熔融合金能够填充到铸模的每个角落，就不必特别地限制浇铸温度的下限值。但，浇铸温度越低，则越倾向于进行晶粒的细化。而且，应当理解这些温度条件因合金的配合量而异。
本发明的铜合金铸件，因在熔融固化阶段晶粒的细化，可耐于凝固时的收缩，从而可以尽可能地减少了铸造龟裂的产生。而且，能够对凝固过程中产生的孔穴、疏松等轻易地向外部排除，因而可得到没有铸造缺陷等的健全铸件(无疏松等铸造缺陷，不形成枝晶网，因而表面光滑且尽可能地减小缩孔深度的铸件)。
而且，根据本发明铜合金铸件在凝固过程中析出的枝晶组织不是铸造组织所特有的典型的树枝形状，而是枝臂被分割的形状，呈圆形、椭圆形、多角形或十字形的形状。因此，提高熔融合金的流动性，而且即使使用薄壁并且复杂形状的铸模时，熔融合金也能够填充到铸模的各个角落。
本发明的铜合金铸件，能够通过晶粒的细化、α相以外的相(因Sn形成的γ相)或Sn偏析等的均匀分散化及Pb粒子等的均匀分散化，即使不添加大量的具有断屑器(chip breaker)功能的、提高可切削性元素的Pb等，也可确保工业上所满足的可切削性。另外，本发明的铜合金铸件具有借助构成元素发挥而大幅提高的强度、耐磨性(滑动性)及耐蚀性，因而能够应用于经常或临时地与水(自来水等)接触的状态下使用的触水金属零件(例如，供水管道的水龙头；阀门、旋塞类；接头、法兰类；阀栓零件、住宅设备机器、排水器具类；连接件、锅炉用零件等)或与配合部件(旋转轴等)经常或临时接触的状态下相对配合部件运动的磨合部件(例如，轴承，齿轮、气缸、滚动轴承保持架、叶轮、阀门、开闭阀、泵类零件、轴承等)或作为这些的构成材料。
另外，根据本发明的方法，则不会出现因Zr以氧化物及/或硫化物的形式被添加而引起的不良现象，通过Zr及P的共同添加来实现晶粒的细化，因而能够有效、良好地铸造出上述铜合金铸件。
图1包括实施例铸件No.16的侵蚀面(横截面)照片，其中图1(A)表示宏观组织，并且图1(B)表示微观组织。
图2包括比较例铸件No.204的侵蚀面(横截面)照片，其中图2(A)表示宏观组织，并且图2(B)表示微观组织。
图3包括实施例铸件No.16的侵蚀面(横截面)的X射线显微分析仪照片，其中图3(A)表示成分像(composition image)，图3(B)表示Sn的分布，并且图3(C)表示Pb的分布。
图4包括比较例铸件No.204的侵蚀面(横截面)的X射线显微分析仪照片，其中图4(A)表示成分像，图4(B)表示Sn的分布，并且图4(C)表示Pb的分布。
图5包括表示Tatur收缩试验结果的横截面视图，其中图5(A)表示[良好]的试验结果，图5(B)表示[稍差]的试验结果，并且图5(C)表示[不良]的试验结果。
图6是表示铸造龟裂试验的试样铸造状态的垂直剖面正视图。
图7包括铸造龟裂试验中铸造出的试样的正视图，其中图7(A)表示没有产生龟裂时的状态，图7(B)是产生细微龟裂时的状态，并且图7(C)是生成显著龟裂时的状态。
图8包括表示在切削试验中生成的切屑的形态的透视图。
具体实施例方式
作为实施例，将表1至表4所示的铜合金材料，用电炉熔化后，通过向预热至200℃的铁制铸模中浇铸该熔融合金中的每一种而获得圆柱状(直径40mm，长度280mm)的铸件(以下称「实施例铸件」)No.1～No.107。此时，Zr是粒状的(边长为数毫米长的立方体)Cu-Zn-Zr合金并且刚好在浇铸之前添加于每种熔融合金中，从而防止了Zr以氧化物及/或硫化物的形态被添加的情况。而且，浇铸温度设定为比该铜合金的液相线温度高100℃的温度。
比较例而言，将表5所示的铜合金材料，用电炉熔化后，通过与实施例同样的条件预热至200℃的铁制铸模中浇铸该熔融合金中的每一种而获得圆柱状(直径40mm，长度280mm)的铸件(以下称「比较例铸件」)No.201～No.222。
而且，从每个实施例铸件及每个比较例铸件中选取JIS Z 2201中规定的10号试验片，对此试验片，通过阿姆斯勒(AMSLER)万能材料试验机进行拉伸试验，测量拉伸强度(N/mm2)、0.2％屈服应力(N/mm2)、延伸率(％)以及疲劳强度(N/mm2)。其结果，如表6至表10所示。
另外，为了确认实施例铸件及比较例铸件的耐磨性(滑动性)，进行了以下的耐磨试验。
首先，从实施例铸件及比较例铸件中选取试验材料，通过对其进行切削加工、开孔加工等，获得了外径32mm、厚度(轴线方向长度)10mm的环状试验片。其次，将该试验片嵌合固定在旋转轴上，同时通过使SUS304制滚轮(外径48mm)与环状试验片的外周面接触而施加25kg负荷给环状试验片的状态下旋转。然后，在试验片的外周面上，一边滴下多效能机械油，一边以209r.p.m.的速度转动旋转轴。当试验片的旋转数达到10万次时，停止试验片的旋转，测量试验片的旋转前后的质量差，也就是，磨耗减量(mg)。所涉及的磨耗减量越少，说明是耐磨性越优异的铜合金。其结果，如表6至表10所示。
而且，为了确认实施例铸件及比较例铸件的耐蚀性，进行了如下的冲蚀试验I至IV和在“ISO 6509”中规定的脱锌腐蚀试验。
即，在冲蚀试验I至IV中，对从铸件中选取的试验材料，在与其轴线垂直的方向上，用口径1.9mm的喷嘴以11m/秒的流速喷射试验液(30℃)进行冲蚀试验，并测量经过规定时间后的腐蚀减量(mg/cm2)。作为试验液，在试验I中使用了，3％食盐水、在试验II中使用了在3％食盐水和CuCl2·2H2O(0.13g/L)的混合食盐水、在试验III中在次氯酸钠溶液(NaClO)里添加微量盐酸(HCl)的混合液、在试验IV中在3％食盐水里混合平均直径为0.115mm的玻璃珠(5vol％)的混合盐水。腐蚀减量，是从试验开始前的试验材料质量与T时间喷射之后的试验材料重量的每1cm2的质量差(mg/cm2)。试验时间(喷射的持续时间)，在试验I至III中都是T＝96小时，试验IV中是T＝24小时。冲蚀试验I至IV的结果，如表6至表10所示。
而且，在“ISO 6509”的脱锌腐蚀试验中，将从每个实施例铸件和每个比较例铸件中选取的试验材料埋在酚醛树脂材料中，使暴露的试验材料表面与伸缩方向垂直，然后将试料表面用刚玉砂纸一直研磨至1200号后，在纯净水中用超声波洗净并干燥。而且，将这样获得的被腐蚀试验材料，浸渍在1.0％的二水氯化铜(CuCl2·2H2O)中，以75℃的温度条件下保持24小时之后，从水溶液中取出并测量其脱锌腐蚀最大深度，也就是最大脱锌腐蚀深度(μm)。其结果，如表6至表10所示。
而且，为了确认实施例铸件及比较例铸件的切削性，进行了如下的切削试验并测出了主切削分力(N)。
即，利用具有真锋车刀(前角-6°、刀尖半径0.4mm)的车床，以100m/分的切削速度、1.5mm的切削深度、0.11mm/rev的进给速度，干式切削本发明铸件的外周面，并用安装在车刀侧的三分量测力计测量切削力，并换算为主切削分力。其结果，如表6至表10所示。
而且，在上述切削试验中观察所形成的切屑形状，将铜合金铸件的可切削性按其形状分类成7种，即(a)呈梯形或者三角形的小片状(图8(A))；(b)长度为25mm以下的带状(图8(B))；(c)针状(图8(C))；(d)长度为75mm以下的带状(除(b)外)(图8(D)；(e)三圈以下的螺旋状(图8(E))；(f)长度超过75mm的带状(图8(F))；及(g)超过三圈的螺旋状(图8(G))，以此判断可切削性，并表示在表6至表10中。即，切屑呈(f)和(g)的形状时，切屑处理(切屑的回收及再利用等)成为困难，而且出现切屑缠绕在车刀上或者损伤切削表面等问题，因此不能进行良好的切削加工。而且，切屑呈(d)和(e)的形状时，虽然不产生如(f)和(g)的大问题，但是切屑的处理仍然困难，而且进行连续切削加工等时，可能产生切屑缠绕在车刀上和切削表面损伤等问题。但是，切屑呈(a)至(c)的形状时，不产生如上述的问题，切屑不会如(f)和(g)那样增大，从而切屑处理也较容易。但是，对于(c)形状的切屑，根据切削条件的不同，发生切屑进入到车床等工作机械的滑动面而引起机械性故障，或者有可能刺伤操作员的手指和眼睛。因此，判断可切削性的观点上可以认为(a)和(b)(尤其是(a))为最理想，其次(c)为良好，(d)和(e)在允许限度内，(f)和(g)为不合适。表6至表10中，最好的切屑形状为(a)和(b)的铸件用“◎”、良好的切削形状(c)的铸件用“○”、允许范围内的切削形状(d)和(e)的铸件用“△”、不适合的切削形状(f)和(g)的铸件用“×”，各自表示。对于进行了切削试验的实施例铸件，没有不良的切削形态。
从以上的各试验结果中证实了，与比较例铸件相比，实施例铸件在各个方面大幅提高了切削性、机械特性(强度、延伸率等)、耐磨性及耐蚀性。而且，尽管通常认为晶粒细化降低延伸率，但是，上述的拉伸试验证实了，本发明的铜合金铸件中，晶粒微细化不降低延伸率，反而提高延伸率。
而且，为了对实施例铸件和比较例铸件评价冷加工性，进行了如下的冷压缩试验。
即，从每个实施例铸件和每个比较例铸件中选取，用车床切削成直径为5mm、长度为7.5mm的圆柱状试验材料，并用阿姆斯勒万能材料试验机压缩此试验材料。根据与压缩率(加工率)相关而产生的龟裂的有无来评价冷压缩加工性。其结果，如表6至表8及表10所示。在这些表中，压缩率为35％的情况下产生龟裂的试验材料视为冷压缩加工性差，用“×”表示。压缩率为50％的情况下没有产生龟裂的试验材料视为冷压缩加工性优异，用“○”表示。而且，虽然在压缩率为35％的情况下没有产生龟裂，但在压缩率为50％的情况下产生龟裂的试验材料视为具有良好的冷压缩加工性，用“△”表示。该冷压缩加工性也可以理解为敛缝加工性，评价为“○”的铸件，可以进行容易且高精度的敛缝加工。评价为“△”的铸件，可以进行一般的敛缝加工。而评价为“×”的铸件，不可能进行适当的敛缝加工。进行冷压缩试验的实施例铸件，都是“△”或“○”，从而证实了其具有优异的冷压缩加工性，也就是铆接加工性。
而且，对于实施例铸件和比较例铸件，确认熔融固化之后的常温状态下的金属组织(相组织)，并根据图像分析测定了α相及γ相的面积率(％)。即，通过将用光学显微镜放大200倍的组织以图像分析软件[WinROOF]进行二值化，得出了各相的面积率。面积率的测定是在三个不同的视场中进行，并将其平均值定为各相的面积率。其结果，对于金属组织，如表1至5所示、对于α相及γ相的合计面积率，如表6至10所示。实施例铸件均满足(4)的条件。而且，铸造过程中的熔融固化时的初晶是如表1至表5所示。实施例铸件都满足(9)的条件。并且，在实施例铸件中，对于金属组织中β相多的，通过退火方式来增量α相来解决，因此通过增加α相的比例而得到具有更好特性的实施例材料。
而且，关于每个实施例铸件及每个比较例铸件，测量了其熔化固化时的平均粒径(μm)。即，切割铸件，用硝酸侵蚀其横截面之后，测量其侵蚀面上出现的微观组织上的晶粒的平均直径(平均粒径)。此测量是基于JISH0501的用于评价可锻铜和铜合金的平均粒径的比较法进行的，其中用硝酸侵蚀横截面之后，粒径超过0.5mm的晶粒用肉眼观察，对于0.5mm以下的晶粒，放大7.5倍后观察，而对小于约0.1mm的晶粒，用过氧化氢和氨水的混合液侵蚀之后，用光学显微镜放大至75倍后观察。其结果，如表6至表10所示，实施例铸件都满足(5)的条件。而且，对于虽然适当含有Zr但不含有P的比较例铸件No.222，晶粒仅得到轻微的细化。从而可以看出，谋求晶粒的细化过程中，只添加Zr是不充分的，而且需要共同添加Zr和P。而且，对于实施例铸件，也证实了满足(10)～(14)的条件。在图1至图4中，举出了实例。
图1包括关于实施例铸件No.16的宏观组织照片(图1(A))及微观组织照片(图1(B))。图2包括关于比较例铸件No.204的宏观组织照片(图2(A))及微观组织照片(图2(B))。从图1及图2中，清楚地了解到比较例铸件No.204虽然不满足(11)和(12)的条件，但是实施例铸件No.16满足(11)和(12)的条件。
图3包括实施例铸件No.16的X射线显微分析仪照片，其中图3(A)是表示成分像、图3(B)是表示Sn的分布情况并且图3(C)是表示Pb的分布情况。而且，图4包括比较例铸件No.204的X射线显微分析仪图像，其中图4(A)是表示成分像、图4(B)是表示Sn的分布情况并且图4(C)是表示Pb的分布情况。如图3中明确所示，实施例铸件No.16中，Sn的高浓度部分(图3(B)中的白色部分)及Pb粒子(图3(C)中的白色部分)成为大小均匀的细微形状且均匀地分散，从而满足(13)和(14)的条件。另外，比较例铸件No.204中，如图4所示，Sn的高浓度部分(图4(B)中的白色部分)及Pb粒子(图4(C)中的白色部分)的大小为不均匀，其分布也不均匀，从而不满足(13)和(14)的条件。
而且，比较例铸件No.204，除了Zr含量低于上述适当范围的下限值以外的问题，同实施例No.16具有几乎相同的构成。因此，从这一点，可以理解，在上述条件下，共同添加适量的Zr和P，则可以有效地谋求晶粒的细化，由此可谋求Pb粒子等的更细分化和分散化。而且，从对于这些的铸件No.16及No.204的耐磨试验的结果(磨耗减量)及切削试验的结果来看，前者具有明显的耐磨性及可切削性。从而，满足(11)至(14)条件，对于进一步提高耐磨性(滑动性)及切削性起着重要作用。
从以上的情况中，证实了实施例铸件，在上述的范围内含有各构成元素，并且通过满足(1)～(5)(对于第2、第5、第6及第8铜合金还要满足(6)至(8)的条件，与不满足这些条件中的至少一部分的比较例铸件相比，大幅提高了切削性、强度、延伸率、耐磨性及耐蚀性。而且，证实了在上述条件之上，通过满足(9)～(14)的条件，能更有效得到提高这些特性。
而且，通过满足(5)的条件，即，通过晶粒细化，认为能提高铸造性，为了确认该想法，进行了tatur试验(tatur shrinkage test)及铸造龟裂试验。
即，使用铸造实施例铸件及比较例铸件时使用的熔融合金(表1至表5中的成分所构成的铜合金材料的熔融合金，且浇铸温度也同样)进行了tatur试验，并根据内部收缩部分的形态及其附近的疏松、孔、收缩孔的缺陷的有无，评价了铸造性。铸造性的评价为如下。如图5(A)所示，内部收缩部分的形态为光滑且在该最终凝固部上不产生疏松等缺陷的铸件为“良”。如图5(C)所示，内部收缩部分的形态为不光滑而有显著的凹凸形状且该最凝固部上明显产生疏松等缺陷的铸件为“不良”。如同图5(B)所示，不能由“良”或“不良”评价的中间部分用“稍差”表示。其结果，如表6至表10所示。这些表中，“良”用“○”表示，“稍差”用“△”表示，且“不良”用“×”表示。对于tatur试验中得出的铸件，证实了宏观组织中的晶粒的粒径。其结果，如表6至表10所示，对于粒径在100μm以下的铸件用“○”表示，粒径在100μm以上250μm以下的铸件用“△”表示，粒径超过250μm的铸件用“×”表示。其结果与如上所述对于实施例铸件及比较例铸件测定的平均粒径的测定结果相对应。
从表6至表10所示的tatur试验的结果，明确地证实了，对于实施例铸件，其一小部分为“稍差”，其大部分为“良”，与大部分为“不良”的比较例铸件相比，由晶粒的细化铸造性极为出色。
而且，如图6所示，在铸造龟裂试验中，根据上下铸模1、1及左右铸模2、2铸造出试样3。然后，根据在试样3上发生龟裂的与否判断其铸造性。即，试样3是由将中间部分作为龟裂判定部31a(由在此部发生的龟裂判定铸造性)的带板部分31和在该两端上形成的三角板部分32、32构成，且两端为箭状。上下铸模1、1之间形成有铸造带板部分31的空腔，在其内面的一部上设有绝热材料4，并在被该绝热材料4(在此固化减慢)围绕的空腔的特定部位上铸造龟裂判定部31a。左右铸模2、2中形成有铸造三角板部分32、32在每个铸模的另外两个空腔。而且，如在这些空腔中浇铸熔融合金，由于绝热材料4，龟裂判定部31a中的固化比其它部分进行得慢。因此，带板部分32由固化而向长度方向收缩，该收缩受到三角板部分32的控制，由此来自收缩的应力只集中在固化较慢的龟裂判定部31a中。从而，根据龟裂判定部31a上产生龟裂的与否，可判断出铸造性的良否。该龟裂试验中，带板部分31a的长度设为L1＝200mm且龟裂判定部31a的长度设为L2＝100mm。同tatur试验一样，根据与铸造实施例铸件(No.1及No.2)及比较例铸件(No.204～No.209，No.211，No.213，No.215及No.219～No.221)时的同样成分且同样温度的熔融合金，制造了试样3。其结果，如表6至表8及表10所示。铸造性的评价为如下。如图6(C)所示，在龟裂判定部31a上产生了用肉眼可以看出显著的龟裂33a时，将铸造性定为不良，用“×”表示。而且，如6(A)所示，肉眼及用5倍的放大镜也观察不出龟裂判定部31a时，将铸造性定为优良，用“○”表示。而且，如图6(B)所示，在龟裂判定部31a中，肉眼观察没有显著的龟裂33a，且用5倍的放大镜仔细观察时，可以确认出细微的龟裂33b时，将定为具有一般的铸造性，用“△”表示。进行该龟裂试验的实施例铸件，都用“○”表示，因此确认出具有良好的铸造性。
而且，只要是半固态金属状态中的固相为粒状化，当然，半固态金属铸造性变为良好，由此可进行良好的半固态金属铸造。而且，最终固化阶段中的含有固相的熔液的流动性，主要是依赖于半固态金属状态中的固相的形状和液相的粘性和组成，但是，对于铸造的成形性的良否(在要求高精度或复杂形状时是否也能铸造出健全的铸件)，前者(固相的形状)的影响为大。即，半固态金属状态的固相开始形成枝晶网时，含有该固相的熔液很难传达到铸模的各个角落，因此铸造的成形性劣化，并很难得出高精度铸件和复杂形状铸件。另外，半固态金属状态的固相为粒状化，因此其越接近于球状(二维中越接近于圆形)并且粒径越小，包括半固态金属铸造性的铸造性就越卓越，因此可得出健全的高精度铸件和复杂形状铸件(当然，得出高品质的半固态金属铸件)。因此，通过半固态金属状态的固相的形状，可以评价出半固态金属铸造性，且由半固态金属铸造性，可确认其它铸造性(包括复杂形状铸造性、精密铸造性及半固态金属锻造性)。一般，在包括30～80％固相的半固态金属状态，至少形成枝晶网被分割在晶体组织中且固相的二维形态呈圆状、基本上圆状、椭圆状、十字状或者多角状时，可以说半固态金属铸造性为良好。特别是在包括60％固相的半固态金属状态中，该固相的平均粒径为150μm以下(100μm以下为理想，50μm以下更为理想)及固相的平均最大长度为300μm以下(150μm以下为理想，100μm以下更为理想)中的任一项时，可以说半固态金属铸造性为卓越。
此外，为了比较评价实施例铸件和比较例铸件的半固态金属铸造性，进行了如下的半固态金属铸造性试验。
即，向坩锅里加入铸造实施例铸件和比较例铸件时使用的原料，并升温至半固态金属状态(固相比约60％)的温度，在其温度保持5分钟之后，急速冷却(水冷)。然后，调查在半固态金属状态下的固相形状，评价半固态金属铸造性。其结果，如表6至表8及表10所示。证实了实施例铸件具有优异的半固态金属铸造性。在这些表中，将该固相的平均粒径为150μm以下或者晶粒的平均最大长度为300μm以下的铸件，视为具有优异的半固态金属铸造性，用“○”表示。该固相的晶粒，虽然不满足这种条件，但是没有形成明显的枝晶网的，评价为具有满足工业要求的良好的半固态金属铸造性，用“△”表示。形成枝晶网的铸件，评价为半固态金属铸造性差，用“×”表示。
而且，将从实施例中得到的铜合金铸件No.25(以下称为“产品铸件”)作为原料铸造了新的铸件(以下称为“再生铸件”)。即，将产品铸件(铜合金铸件No.25)，在木炭的覆盖下，以1000℃的温度再熔化并保持5分钟后，将熔化时的Zr的氧化损失估计为0.002mass％，追加添加与其Zr损失量相抵的含有3mass％Zr的Cu-Zn-Zr合金，并加入到熔融合金内。其结果，对于所获得的铸件，Zr含量与原料的产品铸件No.25大致相同(0.009mass％)。测量平均粒径的结果，为与产品铸件No.25大致相同的30μm。在此试验，证实了本发明的铜合金，将其铸造中生成的浇道部等剩余部分乃至不要部分，在完全不损害晶粒的细化效果的情况下，作为再生原料能有效地利用。因此，可以将浇道部等剩余部分乃至不要部分，可以作为补充原料投入到连续操作中使用。因而，能高效率且有经济性地进行连续操作。
表1
表2
表3
表4
表5
表6
表7
表8
表9
表10
工业上的利用可能性本发明的铜合金铸件，可以用于包括如下的产品及其构成材料的铸件产品为理想。
1，要求铸造性、导电性、热传导性和高机械特性的一般机械部件。
2，要求高导电性和高热传导性的电气用终端设备和连接器，要求可容易进行钎焊和焊接的电气部件。
3，要求铸造简单的计量仪器部件。
4，要求机械特性优异的给排水金属零件、建筑用金属零件、日用品杂货品。
5，要求高强度、高硬度及优异的耐蚀性和韧性的船用推进器、轴、轴承、阀座、阀杆、紧固金属零件、夹钳、连接件、门把捏手、管卡环和凸轮。
6，要求高强度、高硬度和高耐磨性的阀门、轴杆、轴瓦、涡轮、支架、气缸部件、阀座、不锈钢轴承和泵叶轮。
7，要求耐压性、耐磨性、可切削性和铸造性的阀门、泵体、叶轮、供水阀、混水阀、自来水阀、接头、喷洒头、旋塞、水表、止水阀、传感器部件、涡旋式压缩机部件、高压阀门和夹套压力容器。
8，要求优异的硬度及耐磨性的滑动部件、液压气缸、气缸、齿轮、钓具用卷盘和飞机固定器。
9，要求优异的强度、耐蚀性和耐磨性的螺栓、螺母和配管用连接器。
10，要求适于简单形状的大型铸件且要求高强度及优异的耐蚀性和耐磨性的化学机械部件和工业阀门。
11，要求接合强度、加厚焊接、加衬里、覆盖、耐蚀性和铸造性的海水脱盐装置用焊接管、供水管、热交换器用管、热交换器用管板、煤气配管用管、弯头、海洋设备材料、焊接部件、焊接用材料等。
12，触水金属零件(接头、法兰盘类)螺纹接套、软管螺纹接套、管套、弯头、岐形管接头、栓塞、衬套、管套节、接合件、法兰。
13，触水金属零件(阀门、旋塞类)断流阀、过滤器、泄水阀、闸阀、止回阀、球阀、隔膜阀、节流阀、球阀、针形阀、微型阀、放空阀、旋塞、转向旋塞、填料旋塞(ground cock)、双向旋塞、3向旋塞、4向旋塞、煤气旋塞、球阀、安全阀、放气阀、减压阀、电磁阀、蒸汽疏水阀、水表(自来水用户水表、流量计)。
14，触水金属零件(水龙头金属零件)水龙头(供水拴、洒水拴、止水栓、万向水栓、混水拴、分水栓)、自来水龙头、分流拴、止逆阀、分流阀、冲洗阀、切换旋塞、淋浴器、淋浴器挂架、栓塞、内六角直通接头(水管用铜合金接头)、洒水喷嘴和喷洒头。
15，触水金属零件(住宅设备器械、排水器具类)疏水阀、消火栓阀、二重连接。
16，泵类叶轮、机壳、连接件、滑动轴瓦。
17，与汽车相关的器械阀门、接头类、压力开关、压力传感器、温度传感器(感温体)、连接器类、轴承、轴承部件、压缩机部件、汽化器部件、电缆固定件。
18，家电部件手机天线部件，端子、连接器，螺丝杆，马达轴承(流体轴承)，复印机轴和辊筒，空调用阀门、接头和螺母，传感器部件。
19，摩合部件油压缸活塞滑履，气缸的活塞滑履，轴瓦，滑动部件，电线固定件，高压阀，接头，齿轮，传动装置，轴，轴承部件，泵，轴承，阀滑履，六角形螺母、水箱供水拴部件。
权利要求
1.一种铜合金铸件，其特征在于，包含Cu58～72.5mass％、Zr0.0008～0.045mass％、P0.01～0.25mass％、从Pb0.01～4mass％、Bi0.01～3mass％、Se0.03～1mass％及Te0.05～1.2mass％中选择的一种以上的元素和Zn剩余量；且f1＝[Cu]-3[P]+0.5([Pb]+[Bi]+[Se]+[Te])＝60～90、f2＝[P]/[Zr]＝0.5～120及f3＝0.05[γ]+([Pb]+[Bi]+[Se]+[Te])＝0.45～4(元素a的含量为[a]mass％，按面积率计，γ相的含量为[γ]％，对于没有含有元素a的为[a]＝0)；并且按面积率计，α相及γ相的合计含量为85％以上，且按面积率计，γ相的含量为25％以下；在熔融固化时的宏观组织中的平均粒径为250μm以下。
2.根据权利要求1所述的铜合金铸件，其特征在于还含有Sn0.05～4mass％及/或Al0.01～4mass％；且f1＝[Cu]-3[P]+0.5([Pb]+[Bi]+[Se]+[Te])-0.5[Sn]-1.8[Al]＝60～90、f2＝[P]/[Zr]＝0.5～120、f3＝0.05[γ]+([Pb]+[Bi]+[Se]+[Te])＝0.45～4、f4＝[Zn]+2.5[Sn]+3[Al]＝15～42、f5＝([Zn]+2.5[Sn]+3[Al])/[Zr]＝500～20000及f6＝([Zn]+2.5[Sn]+3[Al])/[P]＝75～3000(元素a的含量为[a]mass％，按面积率计，γ相的含量为[γ]％，对于没有含有元素a的为[a]＝0)；并且按面积率计，α相及γ相的合计含量为85％以上，且按面积率计，γ相的含量为25％以下；熔融固化时的宏观组织中的平均粒径为250μm以下。
3.根据权利要求1所述的铜合金铸件，其特征在于还含有As0.02～0.2mass％及/或Sb0.02～0.2mass％；且f1＝[Cu]-3[P]+0.5([Pb]+[Bi]+[Se]+[Te])-([As]+[Sb])＝60～90、f2＝[P]/[Zr]＝0.5～120及f3＝0.05[γ]+([Pb]+[Bi]+[Se]+[Te])＝0.45～4(元素a的含量为[a]mass％，按面积率计，γ相的含量为[γ]％，对于没有含有元素a的为[a]＝0)；并且按面积率计，α相及γ相的合计含量为85％以上，且γ相的含量为25％以下；在熔融固化时的宏观组织中的平均粒径为250μm以下。
4.根据权利要求1所述的铜合金铸件，其特征在于还含有从Mn0.1～5mass％、Si0.05～2mass％及Mg0.001～0.2mass％中选择的1种以上的元素；且f1＝[Cu]-3[P]+0.5([Pb]+[Bi]+[Se]+[Te])+[Mn]-3.5[Si]-0.5[Mg]＝60～90、f2＝[P]/[Zr]＝0.5～120及f3＝0.05[γ]+([Pb]+[Bi]+[Se]+[Te])＝0.45～4(元素a的含量为[a]mass％，按面积率计，γ相的含量为[γ]％，对于没有含有元素a的为[a]＝0)；并且按面积率计，α相及γ相的合计含量为85％以上，且按面积率计，γ相的含量为25％以下；在熔融固化时的宏观组织中的平均粒径为250μm以下。
5.根据权利要求1所述的铜合金铸件，其特征在于还含有Sn0.05～4mass％及/或Al0.01～4mass％、As0.02～0.2mass％及/或Sb0.02～0.2mass％；且f1＝[Cu]-3[P]+0.5([Pb]+[Bi]+[Se]+[Te])-0.5[Sn]-1.8[Al]-([As]+[Sb])＝60～90、f2＝[P]/[Zr]＝0.5～120、f3＝0.05[γ]+([Pb]+[Bi]+[Se]+[Te])＝0.45～4、f4＝[Zn]+2.5[Sn]+3[Al]＝15～42、f5＝([Zn]+2.5[Sn]+3[Al])/[Zr]＝500～20000及f6＝([Zn]+2.5[Sn]+3[Al])/[P]＝75～3000(元素a的含量为[a]mass％，按面积率计，γ相的含量为[γ]％，对于没有含有元素a的为[a]＝0)；并且按面积率计，α相及γ相的合计含量为85％以上，且按面积率计γ相的含量为25％以下；在熔融固化时的宏观组织中的平均粒径为250μm以下。
6.根据权利要求1所述的铜合金铸件，其特征在于还含有由Sn0.05～4mass％及/或Al0.01～4mass％、以及从Mn0.1～5mass％、Si0.05～2mass％及Mg0.001～0.2mass％中选择的一种以上的元素；且f1＝[Cu]-3[P]+0.5([Pb]+[Bi]+[Se]+[Te])-0.5[Sn]-1.8[Al]+[Mn]-3.5[Si]-0.5[Mg]＝60～90、f2＝[P]/[Zr]＝0.5～120、f3＝0.05[γ]+([Pb]+[Bi]+[Se]+[Te])＝0.45～4、f4＝[Zn]+2.5[Sn]+3[Al]＝15～42、f5＝([Zn]+2.5[Sn]+3[Al])/[Zr]＝500～20000及f6＝([Zn]+2.5[Sn]+3[Al])/[P]＝75～3000(元素a的含量为[a]mass％，按面积率计，γ相的含量为[γ]％，对于没有含有元素a的为[a]＝0)；并且按面积率计，α相及γ相的合计含量为85％以上，且按面积率计，γ相的含量为25％以下；在熔融固化时的宏观组织中的平均粒径为250μm以下。
7.根据权利要求1所述的铜合金铸件，其特征在于还含有由As0.02～0.2mass％及/或Sb0.02～0.2mass％、以及从Mn0.1～5mass％、Si0.05～2mass％及Mg0.001～0.2mass％中选择的一种以上的元素；且f1＝[Cu]-3[P]+0.5([Pb]+[Bi]+[Se]+[Te])-([As]+[Sb])+[Mn]-3.5[Si]-0.5[Mg]＝60～90、f2＝[P]/[Zr]＝0.5～120、以及f3＝0.05[γ]+([Pb]+[Bi]+[Se]+[Te])＝0.45～4(元素a的含量为[a]mass％，按面积率计，γ相的含量为[γ]％，对于没有含有元素a的为[a]＝0)；并且按面积率计，α相及γ相的合计含量为85％以上，且按面积率计，γ相的含量为25％以下；在熔融固化时的宏观组织中的平均粒径为250μm以下。
8.根据权利要求1所述的铜合金铸件，其特征在于还含有由Sn0.05～4mass％及/或Al0.01～4mass％、As0.02～0.2mass％及/或Sb0.02～0.2mass％、以及从Mn0.1～5mass％、Si0.05～2mass％及Mg0.001～0.2mass％中选择的一种以上的元素；且f1＝[Cu]-3[P]+0.5([Pb]+[Bi]+[Se]+[Te])-0.5[Sn]-1.8[Al]-([As]+[Sb])+[Mn]-3.5[Si]-0.5[Mg]＝60～90、f2＝[P]/[Zr]＝0.5～120、f3＝0.05[γ]+([Pb]+[Bi]+[Se]+[Te])＝0.45～4、f4＝[Zn]+2.5[Sn]+3[Al]＝15～42、f5＝([Zn]+2.5[Sn]+3[Al])/[Zr]＝500～20000及f6＝([Zn]+2.5[Sn]+3[Al])/[P]＝75～3000(元素a的含量为[a]mass％，按面积率计，γ相的含量为[γ]％，对于没有含有元素a的为[a]＝0)；并且按面积率计，α相及γ相的合计含量为85％以上，且按面积率计，γ相的含量为25％以下；在熔融固化时的宏观组织中的平均粒径为250μm以下。
9.根据权利要求1至8中任意一项所述的铜合金铸件，其特征在于作为不可避免的不纯物含有Fe及/或Ni时，如果含有其中任意一种时，Fe或者Ni的含量被限定在0.2mass％以下，并且在含有Fe及Ni时，其合计含量被限定在0.25mass％以下。
10.根据权利要求1至9中任意一项所述的铜合金铸件，其特征在于熔融固化时的初晶为α相。
11.根据权利要求1至9中任意一项所述的铜合金铸件，其特征在于在熔融固化时，发生包晶反应。
12.根据权利要求1至9中任意一项所述的铜合金铸件，其特征在于在熔融固化时，枝晶网被分割在晶体结构中。
13.根据权利要求1至9中任意一项所述的铜合金铸件，其特征在于在熔融固化时的晶粒的二维形状呈圆状、基本上圆状、椭圆状、十字状、针状或者多角状。
14.根据权利要求1至9中任意一项所述的铜合金铸件，其特征在于α相被微细地分割在基质中，且由γ相或偏析中产生的Sn高浓度部分均匀地分散在基质内。
15.根据权利要求1至9中任意一项所述的铜合金铸件，其特征在于在含有Pb或者Bi时，大小均匀的Pb粒子或Bi粒子均匀地分散在基质内。
16.根据权利要求1至15中任意一项所述的铜合金铸件，其特征在于所述的铜合金铸件是与水经常或临时接触的状态下所使用的触水金属零件或者其构成材。
17.根据权利要求1至15中任意一项所述的铜合金铸件，其特征在于所述的铜合金铸件是与配合部件经常或临时接触的状态下，与配合部件相对运动的摩合构件或者其构成材。
18.一种铸造权利要求1至17中任意一项所述的铜合金铸件的方法，其特征在于在铸造过程中，通过以含有Zr的铜基中间合金的形式添加所含有的Zr，以细化晶粒，从而防止以氧化物及/或硫化物的形式添加Zr。
19.根据权利要求18所述的铸造铜合金铸件的方法，其特征在于上述含有Zr的铜基中间合金是，Cu-Zr合金，Cu-Zn-Zr合金，或者是还含有从P、Mg、Al、Sn、Mn及B中选择的一种以上元素的Cu-Zr合金或Cu-Zn-Zr合金合金。
全文摘要
本发明涉及一种铜合金铸件，其特征在于，包含Cu58～72.5mass％、Zr0.0008～0.045mass％、P0.01～0.25mass％、从Pb0.01～4mass％、Bi0.01～3mass％、Se0.03～1mass％及Te0.05～1.2mass％中选择的一种以上的元素和Zn剩余量，且f1＝[Cu]－3[P]+0.5([Pb]+[Bi]+[Se]+[Te])＝60～90、f2＝[P]/[Zr]＝0.5～120及f3＝0.05[γ]+([Pb]+[Bi]+[Se]+[Te])＝0.45～4(元素a的含量为[a]mass％，按面积率计，γ相的含量为[γ]％，对于没有含有元素a的为[a]＝0)。此外，按面积率计，α相及γ相的合计含量为85％以上，且按面积率计，γ相的含量为25％以下，在熔融固化时的宏观组织中的平均粒径为250μm以下。
文档编号B22D27/20GK1993486SQ20058002679
公开日2007年7月4日 申请日期2005年8月10日 优先权日2004年8月10日
发明者大石惠一郎 申请人:三宝伸铜工业株式会社