专利名称：切削性、强度、耐磨性及耐蚀性卓越的铜合金铸件及其铸造方法
技术领域：
本发明涉及一种切削性、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在与水(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、住宅设备机器、排水器具类、连接件、锅炉零件等)、或与配合部件(回转轴等)在经常或临时接触的状态下相对运动的摩擦配合部件(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：
作为触水金属零件、摩擦配合部件或作为这些的构成材(半制品等)所使用的铜合金铸件，除了强度或耐蚀性以外，要求高度的切削性或耐磨性，一般用作所述铜合金铸件的构成材的JIS H5120的CAC406、CAC602、CAC604、JIS H5121的CAC406C等，没有满足上述性质或铸造性等。
在现有技术中，为了提高铜合金铸件的强度或铸造性等，极有效的方法为，通过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)在铜合金熔融固化时晶粒细化，(B)通过对熔融固化后的铜合金(扁坯等铸块、压铸件等铸造品、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)(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)中，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的细化。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、Ni的铜合金进行了固溶处理，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％)，即，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含量过多而带来的负面影响，建议将Zr的含量规定为0.05～0.3mass％。
另外，日本专利公开2004-233952号公报中，公开了铸造添加0.15～0.5mass％的Zr的铜合金后，进行固溶处理及变形加工，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，为使晶粒细化，铸造后进行热处理及变形加工，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与增加量相应的晶粒的细化的效果。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，在熔化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，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阶段，进行晶粒细化的铜合金铸件。
发明内容
本发明鉴于上述问题而作，其目的在于，提供一种通过实现在熔融固化时的晶粒的细化，获得大幅度提高铸造性、切削性、强度、耐磨性、及耐蚀性的铸件，作为触水金属零件或者摩擦配合部件等可适合使用的铜合金铸件，同时，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，提供如下述的切削性、强度、延性、耐磨性以及耐蚀性卓越的铜合金铸件及其铸造方法。
即，本发明的第1提案为，包含Sn0.5～15mass％(2～10mass％为理想、3～8mass％更为理想、4～7.5mass％为最适宜)、Zr0.001～0.049mass％(0.004～0.039mass％为理想、0.006～0.029mass％更为理想、0.008～0.024mass％为最适宜)、P0.01～0.35mass％(0.02～0.19mass％为理想、0.03～0.15mass％更为理想、0.035～0.12mass％为最适宜)、从Pb0.01～15mass％(0.45～12mass％为理想、1～10mass％更为理想、2～6mass％为最适宜)、Bi0.01～15mass％(0.45～12mass％为理想、0.6～10mass％更为理想、1～4mass％为最适宜)、Se0.01～1.2mass％(0.07～1mass％为理想、0.1～0.8mass％更为理想、0.2～0.7mass％为最适宜)、Te0.05～1.2mass％(0.07～1mass％为理想、0.1～0.8mass％更为理想、0.2～0.7mass％为最适宜)中选择的一种以上的元素、及为剩余部分的Cu73mass％以上(73～92mass％为理想、73～91mass％较为理想、73.5～89mass％更为理想、75～84mass％为最适宜)，并满足下述(1)～(5)条件的切削性、强度、耐磨性以及耐蚀性卓越的铜合金铸件(以下简称为[第1铜合金铸件])。该第1铜合金铸件除满足上述条件外，最好应满足下述的(7)～(13)的条件。
本发明的第2提案为，除第1铜合金铸件的构成元素外还含有从Al、Mn及Mg中选择的一种以上的元素的铜合金铸件，即，包含Sn0.5～15mass％(2～10mass％为理想、3～8mass％更为理想、4～7.5mass％为最适宜)、Zr0.001～0.049mass％(0.004～0.039mass％为理想、0.006～0.029mass％更为理想、0.008～0.024mass％为最适宜)、P0.01～0.35mass％(0.02～0.19mass％为理想、0.03～0.15mass％更为理想、0.035～0.12mass％为最适宜)、从Pb0.01～15mass％(0.45～12mass％为理想、1～10mass％更为理想、2～6mass％为最适宜)、Bi0.01～15mass％(0.45～12mass％为理想、0.6～10mass％更为理想、1～4mass％为最适宜)、Se0.01～1.2mass％(0.07～1mass％为理想、0.1～0.8mass％更为理想、0.2～0.7mass％为最适宜)、Te0.05～1.2mass％(0.07～1mass％为理想、0.1～0.8mass％更为理想、0.2～0.7mass％更为理想)中选择的一种以上的元素、从Al0.005～0.5mass％(0.005～0.2mass％为理想、0.01～0.1mass％更为理想)、Mn0.01～0.5mass％(0.03～0.3mass％为理想、0.05～0.2mass％更为理想)、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、和为剩余部分的Cu73mass％以上(73～92mass％为理想、73～91mass％较为理想，73.5～89mass％更为理想、75～84mass％为最适宜)，并满足下述(1)～(5)条件的切削性、强度、耐磨性以及耐蚀性卓越的铜合金铸件(以下简称为[第2铜合金铸件])。该第2铜合金铸件除满足上述条件外，最好应满足下述的(7)～(13)的条件。
本发明的第3提案为，除第1铜合金铸件的构成元素外还含有Zn的铜合金铸件，即，包含Sn0.5～15mass％(2～10mass％为理想、3～8mass％更为理想、4～7.5mass％为最适宜)、Zr0.001～0.049mass％(0.004～0.039mass％为理想、0.006～0.029mass％更为理想、0.008～0.024mass％为最适宜)、P0.01～0.35mass％(0.02～0.19mass％为理想、0.03～0.15mass％更为理想、0.035～0.12mass％为最适宜)、从Pb0.01～15mass％(0.45～12mass％为理想、1～10mass％更为理想、2～6mass％为最适宜)、Bi0.01～15mass％(0.45～12mass％为理想、0.6～10mass％更为理想、1～4mass％为最适宜)、Se0.01～1.2mass％(0.07～1mass％为理想、0.1～0.8mass％更为理想、0.2～0.7mass％为最适宜)、Te0.05～1.2mass％(0.07～1mass％为理想、0.1～0.8mass％更为理想、0.2～0.7mass％为最适宜)中选择的一种以上的元素、Zn18mass％以下(0.01～17.5mass％为理想、3～17mass％更为理想、5～16mass％为最适宜)、及为剩余部分的Cu73mass％以上(73～92mass％为理想、73～91mass％较为理想、73.5～89mass％更为理想、75～84mass％为最适宜)构成，并满足下述(1)～(6)条件的切削性、强度、耐磨性以及耐蚀性卓越的铜合金铸件(以下简称为[第3铜合金铸件])。该第3铜合金铸件除满足上述条件外，最好应满足下述的(7)～(13)的条件。
本发明的第4提案为，除第3铜合金铸件的构成元素外还含有从Al、Mn及Mg中选择的一种以上的元素的铜合金铸件，即，包含Sn0.5～15mass％(2～10mass％为理想、3～8mass％更为理想、4～7.5mass％为最适宜)、Zr0.001～0.049mass％(0.004～0.039mass％为理想、0.006～0.029mass％较为理想、0.008～0.024mass％为最适宜)、P0.01～0.35mass％(0.02～0.19mass％为理想、0.03～0.15mass％更为理想、0.035～0.12mass％为最适宜)、从Pb0.01～15mass％(0.45～12mass％为理想、1～10mass％更为理想、2～6mass％为最适宜)、Bi0.01～15mass％(0.45～12mass％为理想、0.6～10mass％更为理想、1～4mass％为最适宜)、Se0.01～1.2mass％(0.07～1mass％为理想、0.1～0.8mass％更为理想、0.2～0.7mass％为最适宜)、及Te0.05～1.2mass％(0.07～1mass％为理想、0.1～0.8mass％更为理想、0.2～0.7mass％更为理想)中选择的一种以上的元素、Zn18mass％以下(0.01～17.5mass％为理想、3～17mass％更为理想、5～16mass％为最适宜)、从Al0.005～0.5mass％(0.005～0.2mass％为理想、0.01～0.1mass％更为理想)、Mn0.01～0.5mass％(0.03～0.3mass％为理想、0.05～0.2mass％更为理想)、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、和为剩余部分的Cu73mass％以上(73～92mass％为理想、73～91mass％较为理想、73.5～89mass％更为理想、75～84mass％为最适宜)，并满足下述(1)～(6)条件的切削性、强度、耐磨性以及耐蚀性卓越的铜合金铸件(以下简称为[第4铜合金铸件])。该第4铜合金铸件除满足上述条件外，最好应满足下述的(7)～(13)的条件。
本发明的第5提案为，除第3铜合金铸件的构成元素外还含有As以及/或Sb的元素的铜合金铸件，即，包含Sn0.5～15mass％(2～10mass％为理想、3～8mass％更为理想、4～7.5mass％为最适宜)、Zr0.001～0.049mass％(0.004～0.039mass％为理想、0.006～0.029mass％较为理想、0.008～0.024mass％为最适宜)、P0.01～0.35mass％(0.02～0.19mass％为理想、0.03～0.15mass％更为理想、0.035～0.12mass％为最适宜)、从Pb0.01～15mass％(0.45～12mass％为理想、1～10mass％更为理想、2～6mass％为最适宜)、Bi0.01～15mass％(0.45～12mass％为理想、0.6～10mass％更为理想、1～4mass％为最适宜)、Se0.01～1.2mass％(0.07～1mass％为理想、0.1～0.8mass％更为理想、0.2～0.7mass％为最适宜)、及Te0.05～1.2mass％(0.07～1mass％为理想、0.1～0.8mass％更为理想、0.2～0.7mass％更为理想)中选择的一种以上的元素、Zn18mass％以下(0.01～17.5mass％为理想、3～17mass％更为理想、5～16mass％为最适宜)、As0.02～0.2mass％(0.04～0.12mass％为理想)以及/或Sb0.02～0.2mass％(0.04～0.12mass％为理想)、为剩余部分的Cu73mass％以上(73～92mass％为理想、73～91mass％较为理想、73.5～89mass％更为理想、75～84mass％为最适宜)，并满足下述(1)～(6)条件的切削性、强度、耐磨性以及耐蚀性卓越的铜合金铸件(以下简称为[第5铜合金铸件])。该第5铜合金铸件除满足上述条件外，最好应满足下述的(7)～(13)的条件。
本发明的第6提案为，除第3铜合金铸件的构成元素外还含有从Al、Mn及Mg中选择的一种以上的元素和As以及/或Sb的元素的铜合金铸件，即，包含Sn0.5～15mass％(2～10mass％为理想、3～8mass％更为理想、4～7.5mass％为最适宜)、Zr0.001～0.049mass％(0.004～0.039mass％为理想、0.006～0.029mass％较为理想、0.008～0.024mass％为最适宜)、P0.01～0.35mass％(0.02～0.19mass％为理想、0.03～0.15mass％更为理想、0.035～0.12mass％为最适宜)、从Pb0.01～15mass％(0.45～12mass％为理想、1～10mass％更为理想、2～6mass％为最适宜)、Bi0.01～15mass％(0.45～12mass％为理想、0.6～10mass％更为理想、1～4mass％为最适宜)、Se0.01～1.2mass％(0.07～1mass％为理想、0.1～0.8mass％更为理想、0.2～0.7mass％为最适宜)、及Te0.05～1.2mass％(0.07～1mass％为理想、0.1～0.8mass％更为理想、0.2～0.7mass％更为理想)中选择的一种以上的元素、Zn18mass％以下(0.01～17.5mass％为理想、3～17mass％更为理想、5～16mass％为最适宜)、从Al0.005～0.5mass％(0.005～0.2mass％为理想、0.01～0.1mass％更为理想)、Mn0.01～0.5mass％(0.03～0.3mass％为理想、0.05～0.2mass％更为理想)、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、As0.02～0.2mass％(0.04～0.12mass％为理想)以及/或Sb0.02～0.2mass％(0.04～0.12mass％为理想)、为剩余部分的Cu73mass％以上(73～92mass％为理想、73～91mass％较为理想、73.5～89mass％更为理想、75～84mass％为最适宜)，并满足下述(1)～(6)条件的切削性、强度、耐磨性以及耐蚀性卓越的铜合金铸件(以下简称为[第6铜合金铸件])。该第6铜合金铸件除满足上述条件外，最好应满足下述的(7)～(13)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。
(1)f1＝[P]/[Zr]＝0.5～100(f1＝0.7～25为理想、f1＝1.1～15更为理想、f1＝1.5～10为最适宜)。
(2)f2＝([Zn]+3[Sn])/[Zr]＝300～15000(f2＝500～7000为理想、f2＝800～4000更为理想、f2＝1100～3000为最适宜)。另外，第1及第2铜合金铸件中，[Zn]＝0、f2＝3[Sn]/[Zr]。
(3)f3＝([Zn]+3[Sn])/[P]＝40～2500(f3＝100～1600为理想、f3＝150～1200更为理想、f3＝220～800为最适宜)。另外，第1及第2铜合金铸件中，[Zn]＝0、f3＝3[Sn]/[P]。
(4)α相、γ相及δ相的合计含量为95％以上(99％为理想)。各相的面积率是通过图像分析进行测定的，具体地将通过光学显微镜200倍放大的铜合金铸件组织以图像处理软件[WinROOF](TECH-JAM株式会社)进行二元体系表述，并且面积率是在三个视场测定的面积率的平均值。
(5)在熔融固化时的宏观组织中的平均粒径为300μm以下(200μm以下为理想、100μm以下更为理想)(微观组织中60μm以下)。其中，在熔融固化时的宏观组织(或微观组织)中的平均粒径，是指在通过铸件(包括利用金属型铸造、砂型铸造、卧式连续铸造、上铸(上引铸造)、半固态金属铸造、半固态金属锻造、熔融锻造等以往公知的各种铸造法的铸件)、焊接件或熔化件，在熔融固化后一概不进行变形加工(挤压及滚轧等)或加热处理的状态下，宏观组织(或微观组织)中的粒径的平均值。而且，本说明书所引用的“铸件”的用语意味着完全或部分熔融后凝固的物质，包括诸如滚轧或挤压用钢锭、扁坯、钢坯的铸件，砂型铸件、金属型铸件、低压铸造铸件、压铸件、蜡模铸件、半固态金属铸模、半固态铸件(例如，触融压铸件、流变铸件)、压力铸件、离心铸件、连续铸造铸件(例如，通过卧式连续铸造、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，由于熔化母材的一部分，然后凝固从而连结在一起，因此广义上应属于铸件的范畴。
(6)f4＝[Zn]+3[Sn]＝10～43(f4＝16～42为理想、f4＝21～40更为理想、f4＝25～38为最适宜)。
(7)f5＝[Cu]-0.5[Sn]-3[P]+0.5([Pb]+[Bi]+[Se]+[Te])-0.5([As]+[Sb])-1.8[Al]+[Mn]+[Mg]＝60～90(f5＝72～89为理想、f5＝72.5～88更为理想、f5＝73～85为最适宜)。而且，在上述数学式中，对于未含有的元素a，[a]＝0。
(8)熔融固化时出现的初晶为α相。
(9)熔融固化时，发生包晶反应。
(10)熔融固化时，形成枝晶网被分割的晶体结构。
(11)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。
(12)α相被微细分割在基质中，且δ相、γ相或由偏析产生的Sn的高浓度部分均匀地分散于基质内。
(13)含有Pb或Bi时，Pb粒子或者Bi粒子大小均匀并且均匀地分散于基质内。
而且，在第1至第6铜合金铸件中，Cu为构成该铸件的铜合金的主要元素，若其含量增多，则能够容易获得α相、并能提高耐蚀性(耐脱锌腐蚀性、耐应力腐蚀龟裂性)及机械特性，但是，若添加过量，则会对晶粒细化造成障碍。因此，将Cu含量作为剩余部分。尽管与Sn(以及Zn)配合比有关，但有必要将Cu含量范围的下限值确定以更加确保耐蚀性和耐冲蚀性为理想，其上限值也以更加确保强度、耐磨性的范围为理想。考虑这些问题，有必要将Cu含量控制为73mass％以上，73～92mass％为理想、73～91mass％较为理想、73.5～89mass％为更适宜、75～84mass％为最理想。在第1至第6铜合金铸件中，主要是为提高耐蚀性而含有Sn。通过添加Sn0.5mass％以上，具有提高耐蚀性、耐冲蚀性、耐磨性、强度的效果。然而，此效果在15mass％下饱和，超过15mass％添加，反而降低延性、铸造性，成为发生龟裂、缩孔、砂眼等铸造缺陷的原因。并且，Sn扩大发生包晶反应(在熔融固化时细化晶粒的有效方法)的组成范围，随着Sn含量增加，实际生产上能够在更广范围的Cu浓度产生包晶反应。考虑到这些问题，Sn的含量控制为2mass％以上为理想、3mass％以上较为理想、4mass％以上为最理想。另一方面，若含有的Sn超过15mass％，尽管与Cu、Zn的配合比有关，但是，过剩地生成(以面积率计超过20％)Sn浓度比基质(α相)高的硬质相δ相(以及γ相)，反而会降低耐蚀性。而且，尽管与Cu(第3～第6铜合金铸件中Cu及Zn)的配合比有关，但是，若Sn浓度过高，Sn的偏析变得显著，同时，随着Sn添加量增大凝固温度范围变广，其结果，将会引起铸造性的降低。考虑到这些问题，为了使δ相(以及γ相)的含量恰当，有必要将Sn含量控制在0.5～15mass％，2～10mass％较为理想、3～8mass％更为理想、4～7.5mass％为最理想。从而δ相(以及γ相)的生成量落入恰当范围(以面积率计20％以下)。
第1至第6铜合金中，Zr及P是，以铜合金晶粒的细化、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，但在共存的状态下，对晶粒的细化发挥极为有效的功能。
对于Zr而言，其含量在0.001mass％以上时发挥这样的晶粒的细化功能，在0.004mass％以上时显著地发挥，在0.006mass％以上时更显著地发挥，在0.008mass％以上时极其显著地发挥。对于P而言，其含量在0.01mass％以上时发挥这样的晶粒的细化作用，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0.049mass％，并且P的添加量也达到0.35mass％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的细化功能会完全地饱和。因此，有必要将有效发挥晶粒细化功能所必需的Zr及P的添加量规定为，Zr为0.049mass％以下，P为0.35mass％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，反而，通过晶粒的微细化，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，也可以使熔融合金处于Pb、Bi等未固溶的切削性改善元素发挥最大优势的状态(Pb、Bi等粒子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造龟裂，可得到砂眼、缩孔、气孔、显微疏松较少的坚固铸件，而且可以提高铸造后进行的冷拉伸的加工性能，进一步地提高该合金的特性。
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或把切屑作为原料使用时，易于生成Zr的氧化物或硫化物，添加过量的Zr时，熔融金属的粘度将增大，因而铸件中混入氧化物、硫化物夹杂物等而产生铸造缺陷，易于产生气孔或显微疏松。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。考虑到相关的问题，为避免生成氧化物、硫化物，Zr的添加量最好控制在0.039mass％以下，0.029mass％以下更为理想、0.024mass％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第1至第8铜合金的坚固铸件。另外，即使添加超过0.029mass％的Zr，晶粒也不必然会更细化，超过0.039mass％添加，晶粒的细化效果达到几乎饱和。
从这一点，考虑到工业上添加微量的Zr，有必要将Zr的添加量控制在0.001～0.049mass％，0.0004～0.039mass％为理想、0.006～0.029mass％更为理想、0.008～0.024mass％为最适宜。
并且，如上述，P通过与Zr共同添加而发挥晶粒的细化功能，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功能外，再考虑到P添加量范围的下限值对耐蚀性、铸造性等带来的影响，上限值对延性等带来的影响，有必要将P的添加量控制在0.01～0.35mass％，0.02～0.19mass％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(1)。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，有必要考虑共添加比例(f1＝[P]/[Zr])。通过把Zr、P的含量控制在适宜范围内的适宜共添加比例，就可通过Zr、P的共同添加和相互作用，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共添加比例([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f1为0.5～100而提高，其程度因f1＝0.7～25而进一步提高，因f1＝1.1～15而明显地提高，因f1＝1.5～10而更加显著提高。即，Zr及P的共同添加比例f1为进行晶粒细化的重要因素，f1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。而且对于晶粒细化，考虑Zr、P和Sn(含有Zn时Sn及Zn)的共同添加比例(f2＝([Zn]+3[Sn])/[Zr]以及f3＝([Zn]+3[Sn])/[P])也是非常重要的，并需要满足(2)(3)的条件。
另外，随着熔融固化的进行和固相的比例逐渐增大，晶粒持续生长，部分晶粒开始融合，因而通常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，则未固化的残留熔融液和固相α相进行固液反应，因而固相的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，且其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，获得的铸件具有对熔融合金固化时伴随凝固收缩产生的龟裂的耐性，顺利地收缩，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，则具有良好的流动性且适于半固体金属凝固法。另外，若在凝固的最终阶段在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型，熔融合金也会被充分地供给到模具的各个角落，因而得到具有良好形状的铸件，即，近净成形铸件。而且，不同于平衡状态，实际生产过程中的包晶反应一般在比平衡状态更宽的组成范围内发生。其中，关系式f4、f5起重要的作用，f5的上限值(f4的下限值)主要与熔融固化后晶粒的大小和确定包晶反应是否发生的标准相关。F5的下限值(f4的上限值)主要与熔融固化后的结晶大小和确定初晶是否为α相的临界值相关。若f4、f5的值取上述的理想范围、更理想的范围、最适宜范围的值，α相初晶的量随之增多，产生的非平衡状态下的包晶反应更加活跃起来，结果常温下所能够得到的晶粒的大小变得更小。f2、f3表示的是f4和Zr、f4和P之间的关系，因此f2和f3也非常重要。
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中，没有时间进行结晶的成核，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中，会促进晶粒成长或晶粒融合，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，冷却速度越接近上限，晶粒细化的组成范围随之变宽，晶粒也越来越细化。
第1至第6铜合金铸件中，单独的Sn对细化效果带来的影响极少，但在Zr及P的存在下发挥显著地细化功能。Sn提高机械特性(强度等)、耐蚀性、耐磨性，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化及细化。这些功能在Zr及P的存在下发挥尤其显著的作用。而且，由Sn的添加而生成的δ相及γ相(主要是δ相)抑制熔融固化后的晶粒的成长，帮助晶粒的细化。δ相(及γ相)是Sn的高浓度部分变化而成的，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δ相(及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-相晶粒的成长。而且，δ相(及γ相)是处于微细的分散状态，因此耐蚀性、耐磨性也是良好。因此，为由Zr及P的共同添加有效发挥晶粒的细化功能，有必要考虑Zr及P的含量之间的关系及所述含量(Zr及P的含量)与Sn(以及Zn)的含量的关系，规定Zr及P的含量，并除满足(1)之外，有必要满足(2)(3)的条件。即，为由Zr及P的共同添加有效发挥晶粒的细化功能，除上述Zr及P的含量之间的关系之外，Zn和Sn与Zn的含量比例f2(＝([Zn]+3[Sn])/[Zr])及P和Sn与Zn的含量比例f3(＝([Zn]+3[Sn])/[P])也为重要要素，因此要求f1＝0.5～100、f2＝300～15000及f3＝40～2500。这种由Zr和P的共同添加造成的晶粒的细化度，在f1＝0.7～25、f2＝500～7000及f3＝100～1600时增大，在f1＝1.1～15、f2＝800～4000及f3＝150～1200时进一步增大，在f1＝1.5～10、f2＝1100～3000及f3＝220～800时极为增大。
类似于Sn，第3～第6铜合金铸件中所含有的Zn，在合金的熔融固化时发生使晶粒细化的有力手段的包晶反应，减少合金的堆垛层错能，增0强熔融合金的流动性并降低熔点，同时提高耐蚀性及机械性能(拉伸强度、试验应力、冲击强度、耐磨性以及疲劳强度等)。另外，Zn在熔融固化时促进晶粒细化并且防止Zr的氧化损失。然而，若大量添加Zn，熔融固化时的初晶成为β相，因此，难以达成(8)～(13)的条件。考虑到这些问题，有必要将Zn的含量控制在18mass％以下，0.01～17.5mass％为理想、3～17mass％较为理想、5～16mass％为最适宜。
第1至第6铜合金铸件中，如公所周知，Pb、Bi、Se、Te不仅提高切削性，也可以提高轴承等的摩擦配合部件与配合部件之间的摩合性及滑动性，即发挥卓越的耐磨性。尤其，这些功能，通过满足(13)的条件，即，Pb等粒子微细且大小均匀并且通过晶粒细化均匀地分散在基质内，可更为有效地发挥。这种效果，通过将Pb、Bi、Se、Te每种元素的含量规定在上述的范围而发挥。一般，单独添加Pb、Bi、Se、Te或以Pb及Te、Bi及Se或Bi及Te中的任一组合共同添加。若超过15mass％添加Pb或Bi，在切削表面出现坏影响，并大大损坏延性，进一步损坏冲击特性和机械强度。
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散并存在于固相之间，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(由凝固收缩产生的拉伸应力所引起)。而且，Pb、Bi粒子在固化后也是以熔融状态主要存在于晶界，因此，这些粒子一多起来，就容易产生高温龟裂。解决相关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粒子而造成损害(晶粒大时，延性受到协同性的破坏是众所周知的)。应了解通过晶粒的细化能够解决这些问题。
第2、第5、第6铜合金铸件中，添加As及/或Sb的主要目的在于提高耐蚀性(尤其，耐脱锌腐蚀性)。通过添加0.02mass％以上的Sb或As，提高耐海水性或耐蚀性，然而，为了显著发挥相关耐蚀性提高效果，添加0.04mass％以上为理想。另一方面，即使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。从这些问题出发，Sb或As的添加量应控制在0.2mass％以下，0.12mass％以下更为理想。
对第4及第6铜合金铸件，添加Al、Mn、Mg的主要目的在于提高强度、熔融合金流动性、防止氧化和硫化、在高流速下的耐冲蚀性及耐磨性。并且，Al在铸件表面形成强固的Al-Sn的耐蚀性薄膜，而提高耐磨性。而且，存在Mn也在与Sn之间生成耐蚀性薄膜的效果。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，并且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容易存在于结晶晶界并引起晶界腐蚀，但通过添加Mg，能够有效地防止晶界腐蚀。而且，Al和Mn虽然不如Mg，但也具有除去包括在熔融合金里的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，导致丧失晶粒的组织细化功能，但，Mg、Al、Mn发挥防止形成这种Zr氧化物的效果。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，因而不会发生相关的问题。但，如果超过0.2mass％过量添加Mg，则与Zr同样被氧化、提高熔融合金的粘性、导致由于氧化物的混入等而产生的铸造缺陷。因此，添加Mg时，需要考虑这些问题，以上述范围作为其添加量。
第1至第6铜合金铸件为了确保充分的耐蚀性、耐磨性、强度等，要求每个铜合金铸件具有上述的合金成分，且应满足(4)的条件。即，第1至第6铜合金铸件应满足α相、γ相及δ相(主要α相及δ相)的合计含量占95％以上(99％以上为理想)的相组织(金属组织)。但是，如果δ相(γ相)的含量为过量，产生相的选择腐蚀而降低耐蚀性。而且，虽然δ相、γ相具有提高耐磨性及耐冲蚀性的作用，但另一方面，δ相、γ相的存在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δ相及γ相的合计含量以面积率计控制在0～20％(0～10％为理想，0～5％为更理想)为理想。若通过共同添加Zr和P使晶粒细化，δ相、γ相必然被分割且球状化，而且使δ相、γ相能够均匀地分布在基质内，从而可大幅度地提高切削性、机械特性及耐磨性(滑动性)。尤其，如(13)所述，通过Pb粒子等形成为大小均匀而均匀地分散于基质内，而可以谋求切削性(以及滑动性)的大幅度提高。
为了使第1至第6铜合金铸件形成上述相组织并满足(5)的条件，应考虑与Cu及其他添加元素之间的关系而进行调整Sn的含量。即，更有效地实现晶粒的细化，除了满足(1)～(3)的条件之外，应要满足(6)、(7)的条件而规定Sn等的含量为理想。为了确保更卓越的耐蚀性(耐冲蚀侵蚀性)及耐磨性，在与主要元素之一的Cu和涉及的其它元素的含量关系中，如上所述设定f4(＝[Zn]+3[Sn])的下限值或f5(＝[Cu]-0.5[Sn]-3[P]+0.5([Pb]+[Bi]+[Se]+[Te])-0.5([As]+[Sb])-1.8[Al]+[Mn]+[Mg])的上限值。另外，考虑到δ相、γ相对于延伸性、耐蚀性及铸造性的影响，应控制f4的上限值或f5的下限值，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至第6铜合金铸件中，通过共同添加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300μm以下(200μm以下为理想，100μm以下为更理想，微观组织中60μm以下)，能够得到高质量的铸件，能够提供利用卧式连续铸造、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、防止Sn的偏析和δ相、γ相的分割球状化等，则需要经过数次的热处理过程。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，Sn偏析也只不过是微观上的现象，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δ相、γ相时，这些存在于晶界，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δ相、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，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，可获得铜合金的卓越的特性，而不引发如下的问题，即，含有大量的属低熔点金属的Sn的δ相的大小不齐或δ相的分布不均匀时，由于与基质的α相的强度差而容易产生龟裂，并有损于延性。另外，相较大时，Pb或Bi的粒子原本存在于α相与其它相之间的边界或晶界，因而相较大时易于产生凝固龟裂。
而且，δ相、γ相或Pb、Bi粒子均匀地分布且这些相或粒子的长度和大小越小，冷加工性理所当然会提高，因此，第1至第6铜合金铸件，还可以适当地使用于需要填隙加工的用途(例如，在设置工事时对软管螺纹接套实施填隙加工)。
然而，添加5mass％以上的多量Sn，一般期待耐蚀性等大幅度提高，但是，另一方面，发生Sn的显著偏析，容易引起熔融固化时的龟裂、缩孔、气孔或显微疏松。但在熔融固化时晶粒已被细化，可以不发生这种问题、并由Sn的大量添加而进一步提高耐海水性、耐冲蚀侵蚀性等。而且，Zr、P的共同添加专门以晶粒细化为目的进行的，而不是阻碍铜合金铸件原来的特性。而且，根据由Zr、P的共同添加而晶粒细化，确保铜合金铸件具有与除不作为晶粒细化元素而含有Zr及P这点之外，形成同种组成的铜合金铸件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形成为如上述微小，有必要将Zr等的含量规定为满足(1)～(4)的条件，且将Sn等的含量规定为第1～第6铜合金铸件满足(7)的条件，第3～第6铜合金铸件满足(6)的条件。
第1～第6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，实用上允许含有不可避免地不纯物。但，废料为镀镍材料等的情况下，作为不可避免不纯物含有Fe及/或Ni时，就有必要限制这些含量。即，一旦这些不纯物的含量增加，对晶粒的细化作用有用的Zr及P就会被Fe及/或Ni所消耗掉，发生阻碍晶粒的细化作用的不良现象。因此，当含有Fe及Ni中的任一时，限制Fe及Ni的含量在不阻碍晶粒细化的范围内为理想，具体地，该含量应被限制为0.3mass％以下(0.2mass％以下为理想、0.1mass％以下更为理想、0.05mass％以下为最适合)。当同时含有Fe及Ni时，Fe及Ni的合计含量应被限制为0.25mass％以下为理想(0.25mass％以下为理想，0.13mass％以下更为理想，0.08mass％以下最佳)。
第1～第6铜合金的铸件(尤其，第3～第6铜合金铸件)，如上所示，通过晶粒的细化及Pb粒子等的均匀分散化，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、供排水器具类、阀门、连接件、轴杆、锅炉零件等)或在与配合部件经常或临时接触的状态下相对运动的摩擦配合部件(例如，轴承、齿轮、气缸、轴承等)等或作为这些的构成材有效被利用。
本发明提出切削性、强度、耐磨性及耐蚀性卓越的铜合金铸件的铸造方法，其特征在于，在铸造上述第1～第6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，以铜合金中含有的形式添加Zr，使得进行铸造时不以氧化物及/或硫化物的形式添加Zr。作为含有Zr的上述铜合金，以Cu-Zr合金或Cu-Zn-Zr合金或以这些合金作为基材合金，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6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铜合金的形式，添加Zr，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)或作为线状物形状的中间合金，且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材合金，进一步含有从P、Mg、Al、Sn、Mn及B中选择的一种以上元素(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是障碍作为铜合金的本质性特征的电、热传导性的元素，但不作为氧化物、硫化物形式的Zr量为0.045mass％以下(尤其是0.024mass％以下)时，几乎不会因添加Zr而导致电、热传导性的降低，即使电、热传导性降低，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6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℃(25～150℃更为理想)的温度。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1250℃以下，1200℃以下为理想、1150℃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。但，浇铸温度越低，则越倾向于进行晶粒的细化。而且，这些温度条件因合金的配合量而异是众所周知的道理。
本发明的铜合金铸件，因在熔融固化阶段晶粒细化，因此，可耐于凝固时的收缩，从而可以尽可能地减少龟裂等缺陷的产生。而且，至于凝固过程中产生的孔穴、疏松，由于气体可轻易地向外部排除，因而可得到没有铸造缺陷等的(无疏松等铸造缺陷，不形成枝晶臂，因而表面光滑且尽可能地减小缩孔深度)坚固的铸件。
而且，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、十字形的形状。因此，提高熔融合金的流动性，而且即使使用薄壁复杂形状的铸模时，熔融合金也能够填充到各个角落。
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生成的δ相、γ相)或Sn偏析等的均匀分散化及Pb粒子等的均匀分散化，大幅地提高借助构成元素发挥的切削性、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、住宅设备机器、排水器具类、连接件、锅炉零件等)或与配合部件(旋转轴等)经常或临时接触的状态下相对运动的摩擦配合部件(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。
另外，根据本发明的方法，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是实施例铸件No.18的侵蚀面(横截面)照片，(A)表示宏观组织、(B)表示微观组织。
图2是比较例铸件No.102的侵蚀面(横截面)照片，(A)表示宏观组织、(B)表示微观组织。
图3是实施例铸件No.18的侵蚀面(横截面)的X线显微分析仪照片，(A)表示成分图、(B)表示Sn的分布、(C)表示Pb的分布。
图4是比较例铸件No.102的侵蚀面(横截面)的X线显微分析仪照片，(A)表示成分图、(B)表示Sn的分布、(C)表示Pb的分布。
图5是表示Tatur收缩试验结果的横截面视图，(A)表示[良好]的试验结果、(B)表示[稍差]的试验结果、(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是表示铸造龟裂试验中铸造出的试样的正面图，(A)表示没有产生龟裂时的状态、(B)是产生细微的龟裂时的状态、(C)是生成显著的龟裂时的状态。
图8是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3所示的合金材料，用电炉熔化后，通过向预热至200℃的铁制铸造模中浇铸每种熔融合金而获得圆柱状(直径40mm、长度280mm)的铸件(以下称「实施例铸件」)No.1～No.75。此时，对相当于第1及第2铜合金铸件的No.1～No.7，Zr是粒状的(边长为数毫米的立方体)Cu-Zr合金，而且，刚好浇铸之前添加于熔融合金中，而对相当于第3至第6铜合金铸件的No.8～No.75，Zr是粒状的(边长为数毫米的立方体)Cu-Zn-Zr合金，而且，刚好浇铸之前添加于熔融合金中，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，浇铸温度设定为比每种铜合金的液相线温度高出100℃。
比较例而言，将表4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℃的铁制铸造模中浇铸该熔融合金而获得圆柱状(直径40mm、长度280mm)的铸件(以下称「比较例铸件」)No.101～No.117。
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％试验应力(N/mm2)、延伸率(％)以及疲劳强度(N/mm2)。其结果，如表5至表8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)，进行了以下的磨耗试验。
首先，从每个实施例铸件及每个比较例铸件中选取试验材料，通过对其进行切削加工及开孔加工等，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，同时通过使环状试验片的外周面与SUS304制滚轮(外径48mm)接触而向试验片施加10kg负荷的状态下旋转。然后，在试验片的外周面，一边滴下多效能机械油，一边以209r.p.m.转动旋转轴。当试验片的旋转数达到10万圈时，停止试验片的旋转，测量试验片的旋转前后的重量差，也就是，磨损减量(mg)。所涉及的磨损减量越少，说明是耐磨性越优异的铜合金。其结果，如表5至表8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及在“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，从口径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％食盐水里混合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重量至喷射试验液T时间之后的试验材料重量的每1cm2的量差(mg/cm2)。喷射时间T，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5至表8所示。
而且，在“ISO 6509”的脱锌腐蚀试验中，将从每个实施例铸件及每个比较例铸件中选取的试验材料埋在酚醛树脂中，使暴露的试验材料表面与膨胀方向成直角，将试料表面一直研磨至砂纸1200号。然后，在纯净水中用超声波洗净并干燥。而且，将这样获得的腐蚀试验材料，浸渍在1.0％的二水合氯化铜(CuCl2·2H2O)水溶液中，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深度的最大值，也就是最大脱锌腐蚀深度(μm)。其结果，如表5至表8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切削主分力(N)。
即，利用安装真锋车刀(前角-6°、刀尖R0.4mm)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，干式切削铸件的外周面，并用安装在车刀侧的三分力计测量切削力，并换算为切削主分力。其结果，如表5至表8所示。
而且，在上述切削试验中观察所生成的切屑形状，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))(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))，以此判断切削性，并表示在表6至表8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，但是切屑的处理并不容易，而且进行连续切削加工等时，可能产生切屑缠绕在车刀上或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)，根据切削条件的不同，容易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、眼睛。因此，在判断切削性的观点上，可以认为(a)、(b)(尤其是(a))为最理想，其次(c)为良好，(d)、(e)在允许限度内，(f)、(g)为不合适。
从以上的各试验结果中证实了，与比较例铸件相比，实施例铸件在切削性、机械特性(强度、延伸等)、耐磨性及耐蚀性各个方面均出色。而且，尽管通常认为存在根据晶粒的细化降低延伸性的问题，但是，上述的拉伸试验证实了，本发明的铜合金铸件中，晶粒细化不降低延伸性，反而提高延伸性。
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所示。在这些图表中，压缩率为35％的情况下产生龟裂的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视为具有良好的冷压缩加工性，用“△”表示。该冷压缩加工性可以理解为敛缝加工性，评价为“○”的，可以进行简单且高精度的敛缝加工。评价为“△”的，可以进行一般的敛缝加工。而评价为“×”的，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，也就是敛缝加工性。
而且，对于每个实施例铸件和每个比较例铸件，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、γ相及δ相的面积率(％)。即，通过将用光学显微镜放大200倍的铸件组织以图像分析软件[WinROOF]进行二元体系表述，得出了各相的面积率。面积率的测定是在三个视场上进行，并将其平均值定为各相的相比率。其结果，如表1至4所示，且实施例铸件均满足(4)的条件。而且，对所有实施例铸件，确认了铸造过程中的熔融固化时的初晶的结果，该初晶均为α相，且满足(8)的条件。
而且，关于每个实施例铸件及每个比较例铸件，测量了其熔融固化时的平均粒径(μm)。即，切断铸件，用硝酸侵蚀其横截面之后，测量了其侵蚀面上出现的微观组织上的晶粒的平均直径。此测量，是基于JIS H0501的用于评价可锻铜和铜合金平均晶粒度的比较法进行的，其中用硝酸侵蚀切断面之后，粒径超过0.5mm的用肉眼观察，对于0.5mm以下的，放大7.5倍后观察，而对小于约0.1mm的，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5至表8所示，实施例铸件均满足(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.117，晶粒的细化程度为极小。从而可以看出，谋求晶粒的细化，只添加Zr是不充分的，而需要共同添加Zr、P。而且，对于实施例铸件，也证实了满足(10)～(13)的条件。在图1至图4中举其一例。
图1是关于实施例铸件No.18的宏观组织照片(A)及微观组织照片(B)。图2是关于比较例铸件No.102的宏观组织照片(A)及微观组织照片(B)。从图1及图2中，清楚地了解到比较例铸件No.102虽然不满足(10)、(11)的条件，但是实施例铸件No.18满足(10)、(11)的条件。
图3是实施例铸件No.18的X射线显微分析仪照片，(A)是表示成分像、(B)是表示Sn的分布情况、(C)是表示Pb的分布情况。而且，图4是比较例铸件No.102的X射线显微分析仪图像，(A)是表示成分像、(B)是表示Sn的分布情况、(C)是表示Pb的分布情况。如图3中明确所示，实施例铸件No.18中，Sn的高浓度部分((B)中的白色部分)及Pb粒子((C)中的白色部分)成为大小均匀的细微形状且均匀地分散，并满足(12)和(13)的条件。另外，比较例铸件No.102中，如图4所示，Sn的高浓度部分((B)中的白色部分)及Pb粒子((C)中的白色部分)的大小不均匀，其分布也不均匀，且不满足(12)和(13)的条件。
而且，除了Zr含量低于上述适当范围的下限值以外，比较例铸件No.102同实施例No.18具有几乎相同的构成。因此，从这一点，在上述条件下，共同添加适量的Zr、P，则可以有效地谋求晶粒的细化，由此可谋求Pb粒子等的细分化、分散化。而且，从对于铸件No.18及No.102的磨损试验的结果(磨损减量)及切削试验的结果来看，前者具有更出色的耐磨性及切削性。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。
从以上的试验中，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)(或者对相当于第3～第6铜合金铸件的实施铸件满足(1)至(6)的条件)，与不满足这些条件的至少一部分的比较例铸件相比，大幅提高了切削性、强度、耐磨性及耐蚀性。而且，证实了在上述条件之上，通过满足(7)～(13)的条件，能更有效提高上述特性。
而且，通过满足(5)的条件，即，通过晶粒细化，认为也能提高铸造性，为了确认此想法，进行了tatur试验(tatur收缩试验)及铸造龟裂试验。
即，使用铸造实施例铸件及比较例铸件中使用的熔融合金(表1至表4所示的成分所构成的铜合金材料的熔融合金)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、气孔、缩孔等缺陷的有无，评价了铸造性。如图5(A)所示，铸造性的评价为如下。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为“良”。如图5(C)所示，内部收缩部分的形态为有显著的凹凸不平形状且该最凝固部上明显产生疏松等缺陷的为“不良”。如图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5至表8所示。这些表中，“良”用“○”表示，“稍差”用“△”表示，且“不良”用“×”表示。对于该tatur试验中得出的每个铸件检查宏观组织上的晶粒粒径。其结果，如表5至表8所示，对于100μm以下的用“○”表示，100μm以上300μm以下的用“△”表示，300μm以上的用“×”表示。其结果与如同上述的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符。
从表5至表8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，由于晶粒的细化，实施例铸件的铸造性极为出色。
而且，如图6所示，铸件龟裂试验是，根据上下铸模1、1及左右铸模2、2铸造出试样3，且根据在试样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和在带板部分两端上所形成的三角板部分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的空穴，在其内面的一部上设有绝热材料4，并在被该绝热材料4围绕的空穴的特定部位上(在此固化减慢)铸造龟裂判定部31a。由左右铸模2、2形成在每个铸模中铸造三角板部分32的另两个空穴。而且，若在这些空穴中浇铸熔融合金，由于绝热材料4，龟裂判定部31a的凝固比其它部分慢。因此，带板部分31由凝固而向长度方向收缩，该收缩受到三角板部分32、32的控制，由收缩造成的应力集中在熔融合金凝固较慢的龟裂判定部31a中。从而，根据龟裂判定部31a上是否产生龟裂，可判断出铸造性。该龟裂试验中，带板部分31的长度设为L1＝200mm且龟裂判定部31a的长度设为L2＝100mm。同tatur收缩试验一样，采用在铸造实施例铸件及比较例铸件时使用的熔融合金(具有表1至表4所示的成分的铜合金材料的熔融合金)，铸造了试样3。其结果，如表5至表8所示。如图7(C)所示，铸造性的评价为如下。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，如图7(A)所示，肉眼及用5倍的放大镜也观察不出龟裂判定部31a中的龟裂时，将铸造性定为优良，用“○”表示。而且，如图7(B)所示，在龟裂判定部31a中，肉眼观察没有显著的龟裂33a，但用5倍的放大镜观察时可以确认出细微的龟裂33b时，将其定为具有一般的铸造性，用“△”表示。进行该龟裂试验的结果，实施例铸件，极少部分为“△”，其余大部分为“○”，因此确认出本发明的铸件具有良好的铸造性。
而且，只要是半固态金属状态中的固相为粒状化，半固态金属铸造性自然变为良好，由此可进行良好的半固态金属铸造。而且，最终凝固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(在要求高精度或复杂形状时是否也能铸造出坚固的铸件)，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，因此铸造的成形性为不好，并很难得出高精度铸件或复杂形状铸件。另外，半固态金属状态的固相为粒状，因此其越接近于球状(二维形态中越接近圆形)、粒径越小，则包括半固态金属铸造性的铸造性越卓越，因此可得出坚固的高精度铸件或复杂形状铸件(当然能得出高品质的半固态金属铸件)。因此，通过了解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，且根据半固态金属铸造性，可确认其它的铸造性(复杂形状铸造性、精密铸造性及半固态金属锻造性)。一般，在固相率为30～80％的半固态金属状态中，当枝晶网被分割在晶体组织中且固相的二维形态呈圆状、基本上圆形、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。特别是在固相率为60％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。
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及比较例铸件时使用的原料，并升温至使原料成为半固态金属状态(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5至表8所示。证实了每个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的平均为300μm以下的，视为具有优异的半固态金属铸造性，用“○”表示。虽然粒径不满足这种条件，但是没有形成显著的枝晶网的，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，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.11(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.11)，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0.003mass％，追加添加与其Zr损失量相抵的含有3mass％Zr的Cu-Zn-Zr合金，并由产品铸件制成的熔融合金注入金属模内。其结果，对于所获得的再生铸件，Zr含量与原料的产品铸件No.11大致相同(0.019mass％)，测量平均粒径的结果为40μm，与产品铸件No.11大致相同。在此试验，证实了本发明的铜合金铸件，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
工业上的利用可能性本发明的铜合金铸件，具体而言，可以作为如下用途使用。
1.要求铸造性、导电性、热传导性、高机械特性的一般机械部件。
2.要求高导电性、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、焊接的电气部件。
3.要求易铸造的计量仪器部件。
4.要求机械特性优异的给排水金属零件、建筑用零件、日用品·杂货品。
5.要求高强度、高硬度及优异的耐蚀性、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、凸轮。
6.要求高强度、高硬度、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、泵叶轮。
7.要求耐压性、耐磨性、切削性、铸造性的阀门、泵体、叶轮、供水阀、混水栓、自来水阀、接头、喷洒头、旋塞、水表、止水拴、传感器部件、涡旋式压缩机部件、高压阀门、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、飞机的固定器。
9.要求优异的强度、耐蚀性、耐磨性的螺栓、螺母、配管用连接器。
10.要求适于简单形状或大型铸件，且要求高强度及优异的耐蚀性、耐磨性的化学机械部件、工业用阀门。
11.要求接合强度、加厚焊接、加衬里、覆盖、耐蚀性、铸造性的海水淡化装置用焊接管、供水管、热交换器用管、热交换器的管板、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、主旋塞、转向旋塞、填料旋塞、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、量水仪(水表、流量计)。
14.触水金属零件(水栓金属零件)水栓(供水拴、洒水拴、止水栓、万向水栓、混水拴、分水栓)、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、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，丝杠，马达轴承(流体轴承)，复印机轴、辊筒，空调用阀门、接头、螺母，传感器部件。
19.摩擦配合部件液压缸的活塞滑履，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、集管消防栓部件。
权利要求
1.一种切削性、强度、耐磨性及耐蚀性卓越的铜合金铸件，其特征在于包含Sn0.5～15mass％、Zr0.001～0.049mass％、P0.01～0.35mass％、从Pb0.01～15mass％、Bi0.01～15mass％、Se0.01～1.2mass％及Te0.05～1.2mass％中选择的一种以上的元素和剩余部分Cu73mass％以上；且f1＝[P]/[Zr]＝0.5～100、f2＝3[Sn]/[Zr]＝300～15000及f3＝3[Sn]/[P]＝40～2500(元素a的含量为[a]mass％)；α相、γ相及δ相的合计含量为95％以上；平均粒径为300μm以下。
2.根据权利要求1所述的切削性、强度、耐磨性及耐蚀性卓越的铜合金铸件，其特征在于还含有从Al0.005～0.5mass％、Mn0.01～0.5mass％及Mg0.001～0.2mass％中选择的一种以上的元素；且f1＝[P]/[Zr]＝0.5～100、f2＝3[Sn]/[Zr]＝300～15000及f3＝3[Sn]/[P]＝40～2500(元素a的含量为[a]mass％)；α相、γ相及δ相的合计含量为95％以上；平均粒径为300μm以下。
3.根据权利要求1所述的切削性、强度、耐磨性及耐蚀性卓越的铜合金铸件，其特征在于还含有Zn18mass％以下；且f1＝[P]/[Zr]＝0.5～100、f2＝([Zn]+3[Sn])/[Zr]＝300～15000、f3＝([Zn]+3[Sn])/[P]＝40～2500及f4＝[Zn]+3[Sn]＝10～43(元素a的含量为[a]mass％)；α相、γ相及δ相的合计含量为95％以上；平均粒径为300μm以下。
4.根据权利要求3所述的切削性、强度、耐磨性及耐蚀性卓越的铜合金铸件，其特征在于还含有从Al0.005～0.5mass％、Mn0.01～0.5mass％及Mg0.001～0.2mass％中选择的一种以上的元素；且f1＝[P]/[Zr]＝0.5～100、f2＝([Zn]+3[Sn])/[Zr]＝300～15000、f3＝([Zn]+3[Sn])/[P]＝40～2500及f4＝[Zn]+3[Sn]＝10～43(元素a的含量为[a]mass％)；α相、γ相及δ相的合计含量为95％以上；平均粒径为300μm以下。
5.根据权利要求3所述的切削性、强度、耐磨性及耐蚀性卓越的铜合金铸件，其特征在于还含有As0.02～0.2mass％及/或Sb0.02～0.2mass％；且f1＝[P]/[Zr]＝0.5～100、f2＝([Zn]+3[Sn])/[Zr]＝300～15000、f3＝([Zn]+3[Sn])/[P]＝40～2500及f4＝[Zn]+3[Sn]＝10～43(元素a的含量为[a]mass％)；α相、γ相及δ相的合计含量为95％以上；平均粒径为300μm以下。
6.根据权利要求3所述的切削性、强度、耐磨性及耐蚀性卓越的铜合金铸件，其特征在于还含有从Al0.005～0.5mass％、Mn0.01～0.5mass％及Mg0.001～0.2mass％中选择的一种以上的元素和As0.02～0.2mass％及/或Sb0.02～0.2mass％；且f1＝[P]/[Zr]＝0.5～100、f2＝([Zn]+3[Sn])/[Zr]＝300～15000、f3＝([Zn]+3[Sn])/[P]＝40～2500及f4＝[Zn]+3[Sn]＝10～43(元素a的含量为[a]mass％)；α相、γ相及δ相的合计含量为95％以上；平均粒径为300μm以下。
7.根据权利要求1至6中任一项所述的切削性、强度、耐磨性及耐蚀性卓越的铜合金铸件，其特征在于f5＝[Cu]-0.5[Sn]-3[P]+0.5([Pb]+[Bi]+[Se]+[Te])-0.5([As]+[Sb])-1.8[Al]+[Mn]+[Mg]＝60～90(元素a的含量为[a]mass％，对于没有含有元素a的为[a]＝0)。
8.根据权利要求1至6中任一项所述的切削性、强度、耐磨性及耐蚀性卓越的铜合金铸件，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0.3mass％以下，并且含有Fe及Ni时，其合计含量被限定在0.35mass％以下。
9.根据权利要求1至8中任意一项所述的切削性、强度、耐磨性及耐蚀性卓越的铜合金铸件，其特征在于熔融固化时的初晶为α相。
10.根据权利要求1至8中任意一项所述的切削性、强度、耐磨性及耐蚀性卓越的铜合金铸件，其特征在于在熔融固化时，发生包晶反应。
11.根据权利要求1至8中任意一项所述的切削性、强度、耐磨性及耐蚀性卓越的铜合金铸件，其特征在于在熔融固化时，枝晶网被分割在晶体结构中。
12.根据权利要求1至8中任意一项所述的切削性、强度、耐磨性及耐蚀性卓越的铜合金铸件，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。
13.根据权利要求1至8中任意一项所述的切削性、强度、耐磨性及耐蚀性卓越的铜合金铸件，其特征在于α相被微细地分割在基质中，且δ相、γ相或由偏析产生的Sn高浓度部分均匀地分散在基质内。
14.根据权利要求1至8中任意一项所述的切削性、强度、耐磨性及耐蚀性卓越的铜合金铸件，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。
15.根据权利要求1至14中任意一项所述的切削性、强度、耐磨性及耐蚀性卓越的铜合金铸件，其特征在于所述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。
16.根据权利要求1至14中任意一项所述的切削性、强度、耐磨性及耐蚀性卓越的铜合金铸件，其特征在于所述铜合金铸件是在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擦配合构件或者其构成材。
17.一种权利要求1至16中任意一项所述的切削性、强度、耐磨性及耐蚀性卓越的铜合金铸件的铸造方法，其特征在于在铸造过程中以含有Zr的铜基中间合金的形式添加为细化晶粒而含有的Zr，从而在铸造时不以氧化物及/或硫化物的形式添加Zr。
18.根据权利要求17所述的切削性、强度、耐磨性及耐蚀性卓越的铜合金铸件的铸造方法，其特征在于含有Zr的铜基中间合金是Cu-Zr合金，Cu-Zn-Zr合金，或者除了所述的Cu-Zr合金或Cu-Zn-Zr合金外还含有由P、Mg、Al、Sn、Mn及B中选择的一种以上元素的合金。
全文摘要
本发明涉及一种切削性、强度、耐磨性及耐蚀性卓越的铜合金铸件，包含Sn0.5～15mass％、Zr0.001～0.049mass％、P0.01～0.35mass％、从Pb0.01～15mass％、Bi0.01～15mass％、Se0.01～1.2mass％及Te0.05～1.2mass％中选择的一种以上的元素和剩余部分Cu73mass％；且f1＝[P]/[Zr]＝0.5～100、f2＝3[Sn]/[Zr]＝300～15000及f3＝3[Sn]/[P]＝40～2500(元素a的含量为[a]mass％)；α相、γ相及δ相的合计含量为95％以上；平均粒径为300μm以下。
文档编号B22D27/20GK1993487SQ20058002683
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