专利名称：铜合金的制作方法
技术领域：
本发明涉及一种铸造性、机械特性(强度，延展性等)、耐蚀性、耐磨性、切削加工性等诸特性卓越的Cu-Zn-Si系铜合金。
背景技术：
众所周知、与一般的金属材料一样，通过晶粒的微细化，提高铜合金的屈服强度。根据霍尔-佩奇公式，铜合金的强度与粒径(本文中是指晶粒的粒径)的倒数的平方根成比例上升。
而且，铜合金粒径发生微细化的基本方法，一般分为，(A)在铜合金熔融固化时晶粒发生微细化，及(B)通过对熔融固化后的铜合金(扁坯等铸块、压铸件等铸件、熔融铸件等)进行压延等变形加工或加热处理，畸变能等所得贮存能成为驱动力使晶粒微细化。在(A)、(B)中的任意方法中，锆(Zr)均被认为是对晶粒的微细化有效的元素。
然而，在方法(A)中，由于在熔融固化阶段中，Zr对晶粒微细化的作用往往受其他元素及其含量的影响，因而，晶粒的微细程度无法达到所期望的水平。因而，一般采用方法(B)，即对熔融固化后的铸块、铸件等进行热处理，然后再附加变形(distortion addition)，使晶粒微细化。
日本专利公开昭38-20467号公报，公开了对含有Zr、P、Ni等的铜合金进行熔融热处理，然后以75％的加工率进行冷加工后检测平均晶粒径，结果发现，晶粒的微细化与Zr的含量的增加成正比，例如，平均晶粒径为280μm(不含有Zr时)，170μm(含有Zr0.05mass％)、50μm(含有Zr0.13mass％)、29μm(含有Zr0.22mass％)、6μm(含有Zr0.89mass％)。而且，为了避免因Zr含量过多而带来的负面影响，该公报中建议将Zr的含量规定为0.05～0.3mass％。
另外，根据日本专利申请公开2004-100041号公报，铸造添加0.15～0.5mass％Zr的铜合金后，进行熔融热处理及为了附加变形的变形加工，微细化的程度就会达到平均晶粒径为约20μm以下的水平。
然而，如上述(B)的方法，为使粒径微细化，铸造后对这些进行处理及加工，会导致成本的上升。而且，有时候因铸件产品的形状，而无法进行为了附加变形的变形加工。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微细化。然而，如果采用(A)的方法，如上所述，由于在熔融固化阶段中，Zr对晶粒微细化的作用受其他元素及其含有量的影响很大，因此即使增加Zr的含有量，也未必能够得到与其增加量相对应的晶粒微细化效果。而且，由于Zr与氧的亲和能力非常强，因而当在大气中熔解，添加Zr时，Zr很容易被氧化，成品率也非常低。因此，即使铸造后的产品中含有的量甚微，在浇注过程中也必须加入大量的原料。另一方面，熔解过程中生成的氧化物的量过于多，则在浇铸时氧化物易于混入，从而有可能会产生铸件缺陷。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解、铸造，但是会导致成本上升。而且，Zr是一昂贵的元素，因而从经济上的观点来考虑，添加量越少越好。
因此，铜合金，不仅要尽可能减少Zr含有量，同时，在铸造工序的熔融固化后的阶段，平均晶粒径还要微细化。
而且，Cu-Zn-Si系铜合金的场合，虽然Si能够提高机械特性等，但是同时存在一些问题，即，在进行熔融固化时易于产生裂纹、空穴，缩孔变大、易于出现砂眼等铸造缺陷。以上问题的主要原因在于，随着Si含量的增加，凝固温度范围(液相线温度及固相线温度之差)变宽，而且热传导性降低。另外，通过观察以往的Cu-Zn-Si系铜合金的凝固组织，发现枝晶形成为树状支化图案，枝晶臂阻碍了生成的气泡释放于大气中，造成铸件内残留有砂眼、在局部产生大的缩孔。
发明内容
本发明鉴于上述问题而作，其目的在于，通过晶粒的微细化来提供能够大幅地提高铸造性、诸机械特性、耐蚀性、切削加工性、加工性等铜合金特性的Cu-Zn-Si系铜合金，同时提供制造该铜合金的方法。
本发明为了实现上述目的，提出如下的铜合金及其制造方法。
即，本发明的第1提案为，基本上由Cu69～88mass％(70～84mass％为理想、71.5～79.5mass％更为理想，73～79mass％为最适宜)、Si2～5mass％(2.2～4.8mass％为理想，2.5～4.5mass％更为理想，2.7～3.7mass％为最适宜)、Zr0.0005～0.04mass％(0.0008～0.029mass％为理想，0.001～0.019mass％较为理想，0.0025～0.014mass％更为理想，0.004～0.0095mass％为最适宜)、P0.01～0.25mass％(0.02～0.2mass％为理想，0.03～0.16mass％更为理想，0.04～0.12mass％为最适宜)及Zn剩余部分构成，并满足下述条件(1)～(7)的铜合金(以下称为[第1铜合金])。该第1铜合金除满足上述条件外，最好应满足下述的(10)～(15)的条件。第1铜合金需要进行切削加工时，除满足这些条件(1)～(7)和(10)～(15)以外，最好也满足(17)的条件。
本发明的第2提案为，在第1铜合金的构成元素中进一步包含从Sn、As及Sb中选择的至少1种元素的铜合金，即基本上由Cu69～88mass％(70～84mass％为理想，71.5～79.5mass％更为理想，73～79mass％为最适宜)、Si2～5mass％(2.2～4.8mass％为理想，2.5～4.5mass％更为理想，2.7～3.7mass％为最适宜)、Zr0.0005～0.04mass％(0.0008～0.029mass％为理想，0.001～0.019mass％较为理想，0.0025～0.014mass％更为理想，0.004～0.0095mass％为最适宜)、P0.01～0.25mass％(0.02～0.2mass％为理想，0.03～0.16mass％更为理想，0.04～0.12mass％为最适宜)、选自Sn0.05～1.5mass％(0.1～0.9mass％为理想，0.2～0.7mass％更为理想，0.25～0.6mass％为最适宜)、As0.02～0.25mass％(0.03～0.15mass％为理想)及Sb0.02～0.25mass％(0.03～0.15mass％为理想)中的至少一种元素、及Zn剩余部分构成，并满足下述条件(1)～(7)的铜合金(以下称为[第2铜合金])。该第2铜合金除满足上述条件(1)～(7)外，最好满足下述的(10)～(15)的条件。而且，第2铜合金需要进行切削加工时，除这些条件(1)～(7)和(10)～(15)以外，最好也满足(17)的条件。
本发明的第3提案为，在第1铜合金的构成元素中进一步包含从Al、Mn及Mg中选择的至少1种元素的铜合金，即基本上由Cu69～88mass％(70～84mass％为理想，71.5～79.5mass％更为理想，73～79mass％为最适宜)、Si2～5mass％(2.2～4.8mass％为理想，2.5～4.5mass％更为理想，2.7～3.7mass％为最适宜)、Zr0.0005～0.04mass％(0.0008～0.029mass％为理想，0.001～0.019mass％较为理想，0.0025～0.014mass％更为理想，0.004～0.0095mass％为最适宜)、P0.01～0.25mass％(0.02～0.2mass％为理想，0.03～0.16mass％更为理想，0.04～0.12mass％为最适宜)、选自Al0.02～1.5mass％(0.1～1.2mass％为理想)、Mn0.2～4mass％(0.5～3.5mass％为理想)、Mg0.001～0.2mass％中选择的至少一种元素、及Zn剩余部分构成，并满足下述条件(1)～(7)的铜合金(以下称为[第3铜合金])。该第3铜合金除满足上述条件(1)～(7)外，最好满足下述的(10)～(15)的条件。而且，第3铜合金需要进行切削加工时，除这些条件(1)～(7)、(10)～(15)以外，最好也满足(17)的条件。
本发明的第4提案为，在第1铜合金的构成元素中进一步包含从Sn、As及Sb中选择的至少1种元素和从Al、Mn及Mg中选择的至少1种元素的铜合金，即，基本上由Cu69～88mass％(70～84mass％为理想，71.5～79.5mass％更为理想，73～79mass％为最适宜)、Si2～5mass％(2.2～4.8mass％为理想，2.5～4.5mass％更为理想，2.7～3.7mass％为最适宜)、Zr0.0005～0.04mass％(0.0008～0.029mass％为理想，0.001～0.019mass％较为理想，0.0025～0.014mass％更为理想，0.004～0.0095mass％为最适宜)、P0.01～0.25mass％(0.02～0.2mass％为理想，0.03～0.16mass％更为理想，0.04～0.12mass％为最适宜)、从Sn0.05～1.5mass％(0.1～0.9mass％为理想，0.2～0.7mass％更为理想，0.25～0.6mass％为最适宜)、As0.02～0.25mass％(0.03～0.15mass％为理想)及Sb0.02～0.25mass％(0.03～0.15mass％为理想)中选择的至少一种元素、从Al0.02～1.5mass％(0.1～1.2mass％为理想)、Mn0.2～4mass％(0.5～3.5mass％为理想)及Mg0.001～0.2mass％中选择的至少一种元素、和Zn剩余部分构成，并满足下述条件(1)～(7)的铜合金(以下称为[第4铜合金])。该第4铜合金除满足上述条件(1)～(7)外，最好满足下述的(10)～(15)的条件。而且，第4铜合金需要进行切削加工时，除这些条件(1)～(7)、(10)～(15)以外，最好也满足(17)的条件。
本发明的第5提案为，在第1铜合金的构成元素中进一步包含从Pb、Bi、Se及Te中选择的至少1种元素的铜合金，即，基本上由Cu69～88mass％(70～84mass％为理想，71.5～79.5mass％更为理想，73～79mass％为最适宜)、Si2～5mass％(2.2～4.8mass％为理想，2.5～4.5mass％更为理想，2.7～3.7mass％为最适宜)、Zr0.0005～0.04mass％(0.0008～0.029mass％为理想，0.001～0.019mass％较为理想，0.0025～0.014mass％更为理想，0.004～0.0095mass％为最适宜)、P0.01～0.25mass％(0.02～0.2mass％为理想，0.03～0.16mass％更为理想，0.04～0.12mass％为最适宜)、从Pb0.005～0.45mass％(0.005～0.2mass％为理想，0.005～0.1mass％更为理想)、Bi0.005～0.45mass％(0.005～0.2mass％为理想，0.005～0.1mass％更为理想)、Se0.03～0.45mass％(0.05～0.2mass％为理想，0.05～0.1mass％更为理想)及Te0.01～0.45mass％(0.03～0.2mass％为理想，0.05～0.1mass％更为理想)中选择的至少一种元素、和Zn剩余部分构成，并满足下述条件(1)～(8)的铜合金(以下称为[第5铜合金])。该第5铜合金除满足上述条件(1)～(8)外，最好满足下述的(9)～(16)的条件。而且，第5铜合金需要进行切削加工时，除这些条件(1)～(8)、(9)～(16)以外，最好也满足(17)的条件。
本发明的第6提案为，在第5铜合金的构成元素中进一步包含从Sn、As及Sb中选择的至少1种元素的铜合金，即基本上由Cu69～88mass％(70～84mass％为理想，71.5～79.5mass％更为理想，73～79mass％为最适宜)、Si2～5mass％(2.2～4.8mass％为理想，2.5～4.5mass％更为理想，2.7～3.7mass％为最适宜)、Zr0.0005～0.04mass％(0.0008～0.029mass％为理想，0.001～0.019mass％较为理想，0.0025～0.014mass％更为理想，0.004～0.0095mass％为最适宜)、P0.01～0.25mass％(0.02～0.2mass％为理想，0.03～0.16mass％更为理想，0.04～0.12mass％为最适宜)、Pb0.005～0.45mass％(0.005～0.2mass％为理想，0.005～0.1mass％更为理想)、Bi0.005～0.45mass％(0.005～0.2mass％为理想，0.005～0.1mass％更为理想)、Se0.03～0.45mass％(0.05～0.2mass％为理想，0.05～0.1mass％更为理想)及Te0.01～0.45mass％(0.03～0.2mass％为理想，0.05～0.1mass％更为理想)中选择的至少一种元素、从Sn0.05～1.5mass％(0.1～0.9mass％为理想，0.2～0.7mass％更为理想，0.25～0.6mass％为最适宜)、As0.02～0.25mass％(0.03～0.15mass％为理想)及Sb0.02～0.25mass％(0.03～0.15mass％为理想)中选择的至少一种元素、和Zn剩余部分构成，并满足下述条件(1)～(8)的铜合金(以下称为[第6铜合金])。该第6铜合金除满足上述条件(1)～(8)外，最好满足下述的(9)～(16)的条件。而且，第6铜合金需要进行切削加工时，除这些条件(1)～(8)、(9)～(16)以外，最好也满足(17)的条件。
本发明的第7提案为，在第5铜合金的构成元素中进一步包含从Al、Mn及Mg中选择的至少1种元素的铜合金，即基本上由Cu69～88mass％(70～84mass％为理想，71.5～79.5mass％更为理想，73～79mass％为最适宜)、Si2～5mass％(2.2～4.8mass％为理想，2.5～4.5mass％更为理想，2.7～3.7mass％为最适宜)、Zr0.0005～0.04mass％(0.0008～0.029mass％为理想，0.001～0.019mass％较为理想，0.0025～0.014mass％更为理想，0.004～0.0095mass％为最适宜)、P0.01～0.25mass％(0.02～0.2mass％为理想，0.03～0.16mass％更为理想，0.04～0.12mass％为最适宜)、Pb0.005～0.45mass％(0.005～0.2mass％为理想，0.005～0.1mass％更为理想)、Bi0.005～0.45mass％(0.005～0.2mass％为理想，0.005～0.1mass％更为理想)、Se0.03～0.45mass％(0.05～0.2mass％为理想，0.05～0.1mass％更为理想)、Te0.01～0.45mass％(0.03～0.2mass％为理想，0.05～0.1mass％更为理想)、从Al0.02～1.5mass％(0.1～1.2mass％为理想)、Mn0.2～4mass％(0.5～3.5mass％为理想)及Mg0.001～0.2mass％中选择的至少一种元素、及Zn剩余部分构成，并满足下述条件(1)～(8)的铜合金(以下称为[第7铜合金])。该第7铜合金除满足上述条件(1)～(8)外，最好满足下述的(9)～(16)的条件。而且，第7铜合金需要进行切削加工时，除这些条件(1)～(8)、(9)～(16)以外，最好也满足(17)的条件。
本发明的第8提案为，在第5铜合金的构成元素中进一步包含从Sn、As及Sb中选择的至少一种元素和从Al、Mn及Mg中选择的至少1种元素的铜合金，即基本上由Cu69～88mass％(70～84mass％为理想，71.5～79.5mass％更为理想，73～79mass％为最适宜)、Si2～5mass％(2.2～4.8mass％为理想，2.5～4.5mass％更为理想，2.7～3.7mass％为最适宜)、Zr0.0005～0.04mass％(0.0008～0.029mass％为理想，0.001～0.019mass％较为理想，0.0025～0.014mass％更为理想，0.004～0.0095mass％为最适宜)、P0.01～0.25mass％(0.02～0.2mass％为理想，0.03～0.16mass％更为理想，0.04～0.12mass％为最适宜)、Pb0.005～0.45mass％(0.005～0.2mass％为理想，0.005～0.1mass％更为理想)、Bi0.005～0.45mass％(0.005～0.2mass％为理想，0.005～0.1mass％更为理想)、Se0.03～0.45mass％(0.05～0.2mass％为理想，0.05～0.1mass％更为理想)及Te0.01～0.45mass％(0.03～0.2mass％为理想，0.05～0.1mass％更为理想)、从Sn0.05～1.5mass％(0.1～0.9mass％为理想，0.2～0.7mass％更为理想，0.25～0.6mass％为最适宜)、As0.02～0.25mass％(0.03～0.15mass％为理想)及Sb0.02～0.25mass％(0.03～0.15mass％为理想)中选择的至少一种元素、从Al0.02～1.5mass％(0.1～1.2mass％为理想)、Mn0.2～4mass％(0.5～3.5mass％为理想)及Mg0.001～0.2mass％中选择的至少一种元素及Zn剩余部分构成，并满足下述条件(1)～(8)的铜合金(以下称为[第8铜合金])。该第8铜合金除满足上述条件(1)～(8)外，最好满足下述的(9)～(16)的条件。而且，第8铜合金需要进行切削加工时，除这些条件(1)～(8)、(9)～(16)以外，最好也满足(17)的条件。
除此之外，在以下的说明中，[a]表示元素a的含量值，元素a的含有量以[a]mass％表示。例如，Cu的含有量以[Cu]mass％予以表示。另外，[b]表示根据相b的面积比的含有量值，因而相b的含有量(面积比)以[b]％表示。例如，α相的含有量(面积比)以[α]％表示。而且，各相b的含有量或面积比通过图像分析进行测定，具体地通过以图像处理软件[WinROOF](TECH-JAM株式会社)进行二值化而求出来的，并且为在三视场测定得到的面积比的平均值。
应满足的条件f0＝[Cu]-3.5[Si]-3[P]+0.5([Pb]+0.8([Bi]+[Se])+0.6[Te])-0.5([Sn]+[As]+[Sb])-1.8[Al]+2[Mn]+[Mg]＝61～71(f0＝62～69.5为理想，f0＝62.5～68.5更为理想，f0＝64～67为最适宜)。而且，在式f0中，对于未含有的元素a，[a]＝0。
(2)f1＝[P]/[Zr]＝0.7～200(f1＝1.2～100为理想，f1＝2.3～50更为理想，f1＝3.5～30为最适宜)。
(3)f2＝[Si]/[Zr]＝75～5000(f2＝120～3000为理想，f2＝180～1500更为理想，f2＝300～900为最适宜)。
(4)f3＝[Si]/[P]＝12～240(f3＝16～160为理想，f3＝20～120更为理想，f3＝25～80为最适宜)。
(5)含有α相和κ相及/或γ相，且f4＝[α]+[κ]+[γ]≥85(f4≥95为理想)。而且，在式f4中，对于未含有的相b，[b]＝0。
(6)f5＝[γ]+[κ]+0.3[μ]-[β]＝5～95(f5＝10～70为理想，f5＝15～60更为理想，f5＝20～45为最适宜)。而且，在式f5中，对于未含有的相b，[b]＝0。
(7)在熔融固化时宏观组织上的平均晶粒径应为200μm以下(150μm以下为理想，100μm以下更为理想，50μm以下为最适宜)。其中，在熔融固化时的宏观组织(或微观组织)上的平均晶粒径，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)、半固体金属铸造、半固体金属锻造、熔融锻造等以往公知的各种铸造法)或焊接、熔融切割而熔融固化后一概不进行变形加工(挤压及压延等)或加热处理等的状态下的宏观组织(或微观组织)上的晶粒径的平均值。而且，本说明书所使用的[铸件]或[铸造物]的用语意味着全部或部分溶解后凝固的物质，除压延或挤压铸锭、扁坯、钢坯以外，还可以举出如砂型铸件、金属型铸件、低压铸造铸件、压铸件、脱蜡铸造、半固态铸造(例如，触融压铸、流变铸造、半固体金属铸件、模压铸件、离心铸件、和连续铸造铸件(例如，通过水平连铸、上铸、上引铸造制成的棒材、空心棒材、异型棒材、异型空心棒材、线圈材料、线材等)、或通过熔融锻造(直接锻造)、金属喷镀、堆焊(build-up spraying)、加衬里、覆盖而形成的铸件。另外，从广义来说，焊接也应该理解为包含在铸造里，因为，焊接是将基材的一部分熔化，然后使其凝固、结合。
(8)f6＝[Cu]-3.5[Si]-3[P]+3([pb]+0.8([Bi]+[Se])+0.6[Te])1/2≥62(f6≥63.5为理想)，且f7＝[Cu]-3.5[Si]-3[P]-3([Pb]+0.8([Bi]+[Se])+0.6[Te])1/2≤68.5(f7≤67为理想)。而且，在式f6、f7中，对于未含有的元素a，[a]＝0。
(9)f8＝[γ]+[κ]+0.3[μ]-[β]+25([Pb]+0.8([Bi]+[Se])+0.6[Te])1/2≥10(f8≥20为理想)，且f9＝[γ]+[κ]+0.3[μ]-[β]-25([Pb]+0.8([Bi]+[Se])+0.6[Te])1/2≤70(f9≤50为理想)。而且，在式f8、f9中，对于未含有的元素a或未含有的相b，[a]＝0或[b]＝0。
(10)熔融固化时生成的初晶为α相。
(11)熔融固化时发生包晶反应。
(12)熔融固化时，形成枝晶网被分割的结晶结构，且晶粒的二维形状呈圆状、近似于圆形的非圆状、椭圆状、十字状、针状或者多边形。
(13)基体的α相被精细分割，且其κ相及/或γ相均匀地分布。
(14)在固相比30～80％的半熔融状态下，形成枝晶网至少被分割的结晶组织，且固相的二维形状呈圆状、近似于圆形的非圆状、椭圆状、十字状、或者多边形。
(15)在固相比60％的半熔融状态下，固相的平均晶粒径为150μm以下(100μm以下为理想，50μm以下更为理想，40μm以下为最适宜)，及/或该固相的平均最大长度为200μm以下(150μm以下为理想，100μm以下更为理想，80μm以下为最适宜)。
(16)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体内。具体地讲，Pb粒子或Bi粒子的平均晶粒径在1μm以下为理想(但，最大晶粒径不超过3μm(2μm为理想)为佳)。
(17)利用车床，用前角为-6°、刀尖半径为0.4mm的车刀，以80～160m/min切削速度、1.5mm切削深度、0.11mm/rev进给速度，干式切削时所形成的切屑呈梯形或三角形的小片状(small segement shape)(图5(A))、长度为25mm以下的带状(图5(B))或者针状(图5(C))。
而且，在第1～第8铜合金中，为确保作为工业用材料的耐蚀性(耐脱锌腐蚀性、耐应力腐蚀裂纹性)及机械特性，作为每种铜合金的主要元素的Cu的含有量应为69mass％以上。但，Cu含量超过88mass％时，会使强度、耐磨性降低，并对后述的因同时添加Zr及P而引起的晶粒微细化效果造成障碍。考虑到这些问题，有必要将Cu含有量控制为69～88mass％，70～84mass％为理想，71.5～79.5mass％较为理想，73～79mass％为最适宜。而且，为促进晶粒微细化，也应重视与所包含的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有量之间应满足以下关系式f0＝[Cu]-3.5[Si]-3[P]+0.5([Pb]+0.8([Bi]+[Se])+0.6[Te])-0.5([Sn]+[As]+[Sb])-1.8[Al]+2[Mn]+[Mg]＝61～71，并且f0＝62～69.5为理想，f0＝62.5～68.5更为理想，f0＝64～67为最适宜。而且，f0值的下限值是关系到初晶是否为α相的值，而f0的上限值是关系到是否发生包晶反应的值。
在第1～第8铜合金中，Zn与Cu、Si共同作为每种铜合金的主要元素，除降低合金的堆垛层错能、引起包晶反应、具有熔融固化物的晶粒微细化作用、增强熔融金属的流动性并降低熔点的作用、防止Zr的氧化损失的作用、提高耐蚀性及提高切削加工性的作用外，也具有提高拉伸强度、屈服强度、冲击强度及疲劳强度等机械强度的功效。考虑到这方面，将Zn的含有量规定为减去各构成元素之含有量的剩余部分。
在第1～第8铜合金中，与Zr、P、Cu及Zn共同添加Si，Si起降低合金的堆垛层错能、扩大包晶反应的组成范围的作用，并发挥显著的晶粒微细化效果。Si添加量为2％以上时，即能够发挥该效果。然而，如果添加超过5％的Si，会使因与Cu、Zn共同添加而引起晶粒的微细化作用处于饱和，或相反地处于低下状态，还会带来降低延展性的后果。而且，Si的含量超过5％时，不仅会使热传导性降低，凝固温度的范围也变宽，进而存在铸造性变差的可能性。另外，具有提高熔融金属的流动性、防止熔融金属的氧化、降低熔点的作用。而且，具有提高耐蚀性、尤其耐脱锌腐蚀性、耐应力腐蚀裂纹性的作用。Si还具有提高切削加工性，提高拉伸强度、屈服强度、冲击强度、疲劳强度等机械性能的作用。这些作用对铸件的晶粒微细化带来协同效应。为有效发挥这些Si添加功能，应以满足(1)作为条件，有必要将Si的含有量控制为2～5mass％，2.2～4.8mass％为理想，2.5～4.5mass％更为理想，2.7～3.7mass％为最适宜。
第1～第8铜合金中，Zr及P是，以促进铜合金晶粒的微细化、尤其熔融固化时的晶粒微细化为目的而共同添加的元素。即，单独的Zr及P元素，与其他的一般添加元素同样，对铜合金晶粒的微细化的作用极小，但在共存的状态下，极为有效地发挥晶粒的微细化功能。
对于Zr，其含量在0.0005mass％以上时发挥这样的晶粒的微细化作用，在0.0008mass％以上时有效地发挥，在0.001mass％以上时显著地发挥，在0.0025mass％以上时更显著地发挥，在0.004mass％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的微细化功能，在0.02mass％以上时显著地发挥，在0.03mass％以上时更显著地发挥，在0.04mass％以上时极其显著地发挥。
另一方面，Zr的添加量达到0.04mass％，同时P的添加量也达到0.25mass％时，与其他构成元素的种类、含有量无关地，因Zr及P的共同添加而带来的晶粒微细化功能会处于饱和状态。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0.04mass％以上，P为0.25mass％以上。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，即使铜合金含有Sn时，Zr及P也能够通过晶粒的微细化，将优先分配于γ相的高Sn浓度部分不以连续的形式在基体内均匀地进行分布，其结果不仅能够防止铸造裂纹，可得到具有低孔隙度、缩孔、砂眼、显微孔隙度的健全的铸件，而且可以提高铸造后进行的冷拉伸或冷拉拔的加工性，进一步地提高该合金的特性。从工业上应添加极微量Zr的观点上，即便添加超过0.019mass％的Zr，也不会进一步发挥晶粒的微细化效果，超过0.029mass％，反而有损于晶粒的微细化效果，超过0.04mass％，明显地丧失晶粒的微细化效果。
另外，Zr是与氧的亲和力非常强的元素，因此在大气中熔融或把切屑作为原料使用时，易于生成Zr的氧化物和硫化物，添加过量的Zr时，熔融金属的粘度将增大，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孔隙度。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，但这种情况下，通用性丧失，对于将Zr专门作为微细化元素而添加的铜合金，其成本大幅度增加。考虑到该问题，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，0.019mass％以下较为理想，0.014mass％以下更为理想，0.0095mass％为最适宜。而且，如果将Zr的含量控制在此范围，即使把该铜合金在未新近添加原始材料的状态下作为再利用材料在大气中熔化时(或者使用仅由该再利用材料组成的原料进行铸造时)，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。
因此，有必要将Zr的添加量控制在0.0005～0.04mass％，0.0008～0.029mass％为理想，0.001～0.019mass％较为理想，0.0025～0.014mass％更为理想，0.004～0.0095mass％为最适宜。
如上所述，P元素通过与Zr元素共同添加而发挥晶粒的微细化功能，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微细化功能外，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％，0.02～0.2mass％为理想，0.03～0.16mass％较为理想，0.04～0.12mass％为最适宜。P与Zr之间的关系虽然重要，但是即使添加量超过0.25mass％，微细化效果也不明显，相反地损害延展性，因而不可取。
因此，只通过在上述的范围内各自决定Zr及P的含量，无法发挥通过共同添加Zr及P而产生的晶粒的微细化效果，需要满足它们的相互含量的条件(2)。尽管晶粒的微细化可通过从熔融液晶析的初晶α相的成核速度远远超出枝晶的成长速度而予以实现，但为了使该现象发生，只通过各自决定Zr及P的添加量的方法不够充分，有必要考虑共同添加比例(f1＝[P]/[Zr])。通过把Zr及P的含有量决定在适宜范围内的适宜添加比例，就可通过Zr及P的共同添加功能或相互作用，能够显著地促进初晶α相的结晶化，其结果，该α相的成核远远超出枝晶的生长。当Zr及P的含量在适宜范围内且配合比例([p]/[Zr])为化学计量比时，通过添加几个ppm程度的微量Zr，在α相的结晶中生成Zr、P的金属互化物(例如，ZrP，ZrP1-X等)，该α相的成核速度随[P]/[Zr]的值f1达到0.7～200而提高，当f1＝1.2～100时进一步提高，因f1＝2.3～50而明显地提高，因f1＝3.5～30而飞跃提高。即，Zr及P的共同添加比例为谋求晶粒微细化的重要因素，f1在上述的范围内时，熔融固化时的结晶成核将明显地超出结晶生长。而且，为使晶粒的微细化，Zr和Si、P和Si的共同添加比例(f2＝[Si]/[Zr]及f3＝[Si]/[P])也非常重要、应予以考虑。
随着熔融固化的进行固相的比例逐渐增大，开始频繁地进行结晶生长，部分晶粒开始融合。通常α相的晶粒逐渐变大。其中，如果在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。结果，α相被β相包裹住，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，则易于进行脱气，并具备对固化时伴随凝固收缩而产生裂纹的耐性的同时，顺利地收缩，因而有利于提高常温下的强度、耐蚀性等各种特性。若固相为微细的椭圆状，则具有良好的流动性且适于使用半固体金属凝固法，若在凝固的最终阶段残留微细椭圆状的固相和熔融液，则即使复杂形状的模具，固相和熔融液也会被充分地供给到各个角落，因而得到具有良好形状的铸件。即，甚至可达到近净成形。而且，是否与包晶反应相关，从实用观点看，在不同于平衡状态，一般在比平衡状态更宽的组成范围内发生。其中，关系式f0起重要的作用，f0的上限值主要与熔融固化后晶粒的大小和能够参与包晶反应的标准相关。f0的下限值主要与熔融固化后的结晶大小和初晶是否为α相的边界值相关。伴随f0的值取上述的理想范围(f0＝62～69.5)、更理想的范围(f0＝62.5～68.5)、最适宜范围(f0＝64～67)的值，初晶α相的量随之增多，在非平衡反应中产生的包晶反应变得异常活跃，结果常温下得到的晶粒变得更小。
这一系列的熔融固化现象理所当然取决于冷却速度。即，在冷却速度约为105摄氏度/秒以上的急速冷却过程中，没有时间进行结晶的成核，因而存在晶粒无法微细化的问题。相反地，在冷却速度约为10-3℃/秒以下的缓慢的冷却速度下，会促进晶粒成长或晶粒融合，因而存在晶粒无法进行微细化的问题。另外，接近于平衡状态，因而与包晶反应相关的组成范围变小。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微细化的组成领域随之变宽，晶粒也越来越微细化。在包晶反应中生成的β相中，存在抑制晶粒生长的因素，而且在高温下β相不会被消耗掉，而是保留在金属组织内，并且因固相反应，沉积、生成κ相及/或γ相，因此这些相占了整个组织的大的部分，不仅抑制了结晶生长，而且使α晶粒越来越微细化。满足这些的条件式为f4＝[α]+[γ]+[κ]及f5＝[γ]+[κ]+0.3[μ]-[β]。伴随f5满足上述的理想范围(f5＝10～70)、更理想的范围(f5＝15～60)、最适宜范围(f5＝20～45)，则晶粒随之微细化。条件(8)中，f6、f7是与f0类似的计算公式，条件(9)中的f8是与f5类似的计算公式，因此，满足(8)、(9)的条件即意味满足对f0的条件(1)及对f5的条件(6)。此外，本发明所特定的组成范围内的Cu-Zn-Si系合金中形成的κ相及γ相是富Si的硬质相。这些κ相及γ相成为进行切削加工时应力集中的源，会生成厚度较薄的挤裂切屑(cutting chips of ashear type)，可得到被截断的切屑，并同时显示较低的切削抵抗值。因此，即使不含有作为改善切削加工性的元素即软质Pb粒子及Bi粒子(即不含有改善切削加工性的Pb、Bi等元素)，只要κ相和γ相均匀地分布，便能够得到满足工业要求的切削加工性。条件(1)是不依赖此类Pb等改善切削加工性元素而发挥切削加工性能的改善效果的条件，即对f5的条件(6)。然而，近年来，对高速切削的要求不断提高，通过κ相、γ相及软质的Pb粒子、Bi粒子均匀地分散并共存于基体内，尤其在高速切削条件下发挥飞跃的协同效应。为了发挥这样的共同添加效果，不仅要满足条件(8)，优选也要满足条件(9)。
从上述可以了解到，在第1～第8铜合金中，通过至少满足(1)～(6)的条件，即使对熔融固化物也能够谋求与热加工材料或重结晶材料同等的晶粒微细化，而且通过满足(10)的条件，能够更进一步地谋求晶粒的微细化。第5～第8铜合金中，通过满足(8)的条件(最好也应满足(9)的条件)，能够通过添加微量的Pb等元素谋求切削加工性的提高以及晶粒的微细化。另外，当κ相、γ相中的Si浓度高于α相，当这3相的浓度达不到100％时，剩余部分一般包含β相、μ相及δ相中的至少一个相。
在第5～第8铜合金中，如周知的那样，Pb、Bi、Se、Te元素不仅提高切削加工性，同时，也提高轴承等摩合啮合部件与配合部件之间的一致性及滑动性，即发挥卓越的耐磨性。为发挥出该功能，就必需添加大量的Pb等，但与晶粒微细化相伴地通过满足(8)的条件，即使不大量地添加Pb等元素，也能够通过在上述的微量范围内添加而确保满足工业要求的切削加工性。为了进一步通过微量添加Pb等提高切削加工性，除满足(8)的条件外，也应满足(9)、(16)的条件。通过满足这些条件，与晶粒的微细化相伴地，能够通过Pb等粒子的进一步的微细化及大小均匀地分散、配置在基体内，不必添加大量的Pb元素的情况下也能够提高切削加工性。此效果与在本发明组成范围内形成的有利于切削加工性的硬质κ相、γ相及未固熔软质的Pb、Bi的存在相伴，尤其在高速切削条件下能够显著地发挥出来。一般采用，单独添加Pb、Bi、Se、Te元素或以Pb及Te、Bi及Se或Bi及Te中的任一组合共同添加的方法。从这些观点出发，作为满足(8)等条件，有必要将Pb的添加量控制在0.005～0.45mass％，0.005～0.2mass％为理想，0.005～0.1mass％更为理想。而且，Bi的添加量应控制在0.005～0.45mass％，0.005～0.2mass％为理想，0.005～0.1mass％更为理想。而且，Se的添加量应控制在0.03～0.45mass％，0.05～0.2mass％为理想，0.05～0.1mass％更为理想。而且，Te的添加量应控制在0.01～0.45mass％，0.03～0.2mass％为理想，0.05～0.1mass％更为理想。
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，这些Pb、Bi粒子的数目越多则在熔融固化阶段越容易产生裂纹(与由凝固收缩相伴的拉伸应力的产生所引起)。而且，Pb、Bi在固化后，也主要以熔融状态下存在于晶界。因此，这些粒子一多起来，就容易产生高温裂纹。为了解决相关问题的有效的方法是，通过将晶粒微细化缓和应力(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除对切削加工性以外，如上述对铜合金的特性也带来坏的影响。对于常温下的延展性，也因应力集中于Pb、Bi粒子而对延展性造成损害(晶粒大时，延展性受到几何性破坏是众所周知的常识)。对于这些问题，通过晶粒微细化能够解决。
在第2、第4、第6及第8铜合金中，添加Sn、As、Sb元素的主要目的在于提高耐气蚀及耐蚀性(尤其是，耐脱锌腐蚀性)。为了发挥此种功能，Sn的添加量应为0.05mass％以上，Sb及As的添加量应为0.02mass％以上。然而，添加超过一定量的Sn、As、Sb也得不到与相应添加量相称的效果，反而降低延展性。另外，Sn单独对微细化效果的影响微乎其微，但在Zr及P的存在下能够发挥晶粒的微细化功能。Sn是用以提高机械特性(强度等)、耐蚀性、耐磨性的元素，它还具有扩大能够截断枝晶臂以产生包晶反应的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，结果能够更有效地实现晶粒的粒状化及微细化。Sn是低熔点金属，即使添加少量也形成Sn的浓相或浓缩部分，因而阻碍铸造性。但，在添加Zr、P的情况下添加Sn，则通过与Sn的晶粒的微细化效果相伴晶粒微细化，即便形成Sn的浓缩部分，其浓相也均匀地分散，因而不显著影响铸造性及延展性，显示出卓越的耐气蚀性。为了发挥该耐气蚀效果，有必要将Sn的添加量控制在0.05％以上，0.1％以上为理想，0.25％以上更为理想。另一方面，Sn的添加量超过1.5％时，不管晶粒的微细化程度如何，铸造性上及在常温下的延展性上会出现问题，因而0.9％以下为理想，0.7％以下更为理想，0.6％以下为最适宜。因此，Sn的添加量应控制在0.05～1.5mass％，0.1～0.9mass％为理想，0.2～0.7mass％更为理想，0.25～0.6mass％为最适宜。此外，考虑到对人体产生恶劣影响的有毒性，有必要将As、Sb的添加量控制在0.02～0.25mass％，0.03～0.15mass％为理想。
在第3、第4、第7及第8铜合金，添加Al、Mn、Mg的主要目的在于提高强度、熔融金属的流动性、脱氧、脱硫效果、在高流速下的耐气蚀及耐磨性。而且，Al在铸件的表面形成强硬的Al-Sn耐蚀性薄膜，因而提高耐磨性。Mn也具有在其自身与Sn之间形成耐蚀性薄膜的效果。Mn与合金中的Si结合后形成Mn-Si的金属互化物(原子比为1∶1或2∶1)，因而具有提高合金的耐磨性的效果。可是，作为铜合金原料的一部分较多地使用废料(废弃传热管等)，并且这种废料中含有S成分(硫磺成分)的情况较多，熔融金属中含有的S成分，则作为晶粒微细化元素的Zr会形成硫化物，因而有可能丧失Zr的有效的晶粒微细化功能，而且会降低熔融金属的流动性，易于产生砂眼、裂纹等铸造缺陷。Mg除具有提高耐蚀性的功能以外，将含有这种S成分的废料作为合金原料使用时，也具有提高铸造时熔融金属的流动性的功能。而且，Mg能够以更无害的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，并能够有效地防止因原料中含有S成分而造成的耐蚀性低下。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间腐蚀，但通过添加Mg成分，能够有效地防止晶间腐蚀。尽管Al、Mn亚于Mg，但也具有除掉熔融金属中的S成分的作用。熔融金属中的氧含量一多起来，Zr形成氧化物进而会丧失晶粒的微细化功能，而Mg、Al、Mn发挥防止形成此类Zr的氧化物的功能。考虑到这一点，将Al、Mn、Mg的含量规定为上述的范围内。另外，因熔融金属中的S浓度增大而存在Zr被S消耗掉的隐患，在装入Zr之前，在熔融金属中含有0.001mass％以上的Mg，则熔融金属中的S成分以MgS形式被除掉或固定下来，因而不会发生该问题。但，如果超过0.2mass％过量添加Mg，则Mg与Zr同样氧化，从而熔融金属的粘性提高，导致由于氧化物的混入等而产生的铸造缺陷。考虑到这些问题和提高强度、耐气蚀、耐磨性的效果，有必要将Al的添加量控制在0.02～1.5mass％，0.1～1.2mass％为理想。另外，同时考虑到合金中由于形成Si与MnSi的金属互化物(原子为1∶1或2∶1)而提高耐磨性的效果，有必要将Mn的添加量控制在0.2～4mass％，0.5～3.5mass％为理想。Mg的添加量应为0.001～0.2mass％。
在于第1～第8铜合金，通过添加Zr及P实现晶粒的微细化，并通过满足(7)的条件，即通过将熔融固化时的在宏观组织上的平均晶粒径控制在200μm以下(150μm以下为理想，100μm以下更为理想，在微观组织中50μm以下为最适宜)，不但能够得到高质量的铸件，而且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。晶粒未微细化时，为消除铸件所特有的枝晶组织，截断并细分化κ相、γ相等，则需要经过几次热处理，而且因晶粒的粗大化而导致表面状态的恶化，但如上述晶粒已经过微细化时，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，因κ相、γ相主要存在于与α相之间的相边界，晶粒越微小且均匀地分散，则其相长度变得越短，因此，不需要用来截断κ相、γ相的特别的处理工序，即使需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(7)的条件，不再引发如下的问题，因而发挥铜合金的卓越的特性。即，κ相、γ相的分布不均匀时，由于与基体的α相之间的强度差而容易产生裂纹，并有损常温下的延展性。另外，Pb或Bi粒子原本存在于与α相之间的边界或存在于晶界，因而相较大时易于产生凝固裂纹，且有损常温下的延展性。
而且，只要满足(13)的条件(在第5～第8铜合金中，还要满足(16)的条件)，且κ相、γ相及Pb、Bi粒子以大小均匀的微细形状均匀地分布在基体内，则必然提高冷加工性，因此，第1～第8铜合金铸件适于需要进行堵缝的用途(例如，设置软管螺纹接套的施工中进行堵缝)。
另外，在第1～第8铜合金的铸件中，在原材料中经常会使用废料，但使用废料时，实用上允许不可避免地含有不纯物。但，废料为镀镍材料等的情况下，作为不可避免的不纯物含有Fe及/或Ni时，有必要限制这些的含有量。即，这些不纯物的含量增加，对晶粒的微细化有用的Zr及P就会被Fe及/或Ni所消耗掉，即便已添加过量的Zr、P，也会发生阻碍晶粒的微细化的不良现象。因此，当含有Fe及Ni中的任一元素时，该含量优选被限制为0.3mass％以下(0.2mass％以下为理想，0.1mass％以下更为理想，0.05mass％以下为最适宜)。如果共同含有Fe及Ni时，其合计含量优选被限制为0.35mass％以下(0.25mass％以下为理想，0.15mass％以下更为理想，0.07mass％以下为最适宜)。
在最佳实施方式中，第1～第8铜合金，例如，作为在铸造工程中得到的铸件或将其进一步进行一次以上塑性加工而得到的塑性加工物所提供。
所提供的铸件可以是，例如，利用水平连铸法、上铸法或上引法进行铸造的线材、棒材或厚壁管材，或是近净成形的铸件。也可以是铸件、半固体金属铸件、半固体金属成形物、熔融锻造物或压铸件成形物。这时，优选满足(14)、(15)的条件。如果在半熔融状态下的固相为粒状化，半固体金属铸造性必然优异，能够良好的进行半固体金属铸造。而且，在最终凝固阶段的含有固相的熔融液的流动性，主要依赖于在半熔融状态下的固相形状及液相的粘性或液相的组成，但对于铸造的成形性能的良否(在要求高精度及复杂的形状时，是否也能够铸造出健全的铸件)，前者(固相的形状)的影响度较大。即，在半熔融状态下固相开始形成枝晶网时，含有此固相的熔融液难以供给到各个角落，因而降低铸造的成形性，难以铸造出高精度及复杂形状的铸件。另一方面，在半熔融状态下的固相已粒状化，其越接近于球状(二维形状为圆形)，且粒径越小，则越有利于提高包括半固体金属铸造性的铸造性，因而能够得到健全的高精度及复杂形状的铸件(必然能够得到高精度的半熔融铸件)。因此，通过了解半熔融状态下的固相的形状，就可以评价半固体金属铸造性，并根据半固体金属铸造性的良否，判断除此以外的铸造性(复杂形状铸造性、精密铸造性及熔融锻造性)的良否。一般在固相比为30～80％的半熔融状态下，至少形成枝晶网被截断的结晶组织，且固相的二维形状呈近似于圆形的非圆状、椭圆状、十字状、针状或者多边形时，能够判断为半固体金属铸造性良好，而且，尤其在固相比为60％的半熔融状态下，在该固相的平均晶粒径为150μm以下(100μm以下为理想，50μm以下更为理想，40μm以下为最适宜)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，80μm以下为最适宜)这两种情况中的至少一种情况下(尤其在椭圆状，长边与宽边之平均比为3∶1以下(2∶1为理想)的情况下)，能够判断为半固体金属铸造性优异。
另外，所提供的塑性加工物可以是，例如，热挤压加工物、热锻造加工物或热压延加工物等。所提供的上述塑性加工物也可以是，经过拉伸加工或拉拔加工的线材、棒材或厚壁管材。而且，所提供的塑性加工物是经过切削加工得到的塑性加工物即切削加工物时，优选满足(17)的条件，即利用车床，用前角为-6°、刀尖半径为0.4mm的车刀，以80～160m/min切削速度、1.5mm切削深度、0.11mm/rev进给速度，干式切削时所形成的切屑最好呈梯形或三角形的小片状、长度为25mm以下的带状或者针状。这样容易进行切屑的处理(切屑的回收及再利用等)，能够避免切屑缠附在车刀上破坏切削表面等的现象，进行良好的切削加工。
具体地说，第1～第8铜合金是，作为以与水总是或临时接触的状态下使用的触水零件所提供。例如，螺纹接套、软管螺纹接套、管套、弯头、岐形管接头、栓塞、轴衬、管套节、接合件、法兰、断流阀、过滤器、泄水阀、闸阀、止回阀、球形阀、隔膜阀、节流阀、球阀、针形阀、微型阀、放空阀、主旋塞阀、转向旋塞、填料旋塞、双旋塞、三向旋塞、四向旋塞、煤气旋塞、球阀、安全阀、溢流阀、减压阀、电磁阀、蒸汽疏水阀、水表、流量计、供水栓、洒水栓、止水栓、万向水栓、混合栓、分水栓、自来水龙头、分流栓、止逆阀、分枝阀、冲洗阀、切换旋塞、淋浴器、淋浴器用挂架、栓塞、内六角直通接头、洒水喷嘴、自动喷水灭火装置、供热水器用传热管、热交换器用传热管、锅炉用传热管、疏水阀、消火栓阀、送水口、叶轮、叶轮轴或泵壳，或者这些的构成材料。而且，第1～第8铜合金也可以作为与配合部件总是或暂时接触的状态下进行相对运动的磨合部件所提供。磨合部件为，例如，齿轮、滑动轴瓦、气缸、活塞瓦、轴承、轴承零件、轴承部件、轴、滚子、旋转接头零件、螺栓、螺母或螺旋轴，或者这些的构成部件。也可以作为压力传感器、温度传感器、连接器、压缩机零件、汽化器零件、电缆固定件、手机天线零件或端子等所提供。
另外，本发明提出，有利于提高切削加工性能、强度、耐磨性及耐蚀性的铜合金铸件的铸造方法，其特征为，在制造上述第1～第8铜合金的铸造工程中，通过在进行浇铸之前或原料熔化的最终阶段，以铜合金材料中含有Zr的形式添加Zr(以更好、更稳定地进行晶粒的微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。作为含有Zr的上述铜合金材料，Cu-Zn合金或Cu-Zn-Zr合金或以这些合金作为基质进一步含有从P、Mg、Al、Sn、Mn及B中选择的至少一种元素的合金是优选的。
即，在铸造第1～第8铜合金或铸造其构成材料(被塑性加工材料)的铸造工程中，通过以具有粒状物、薄板状物、棒状物或线状物的形状的中间合金物(铜合金物)的形式，在进行浇铸之前添加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微细化效果所必需且充分的Zr量的情况。并且，如此在进行浇铸之前添加Zr时，因Zr的熔点高出该铜合金的熔点800～1000℃，最好使用具有粒状物(晶粒径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的低熔点合金物，其接近于该铜合金的熔点且含有很多必需成分(例如含有0.5～65mass％Zr的Cu-Zn合金或Cu-Zn-Zr合金或以这些合金作为基质进一步含有从P、Mg、Al、Sn、Mn及B中选择的至少一种元素(各元素的含有量0.1～5mass％)的合金)。尤其，为了降低熔点因而易于熔化的同时避免Zr的氧化所引起的损失，最好以含有0.5～35mass％的Zr及15～50mass％的Zn的Cu-Zn-Zr合金(使用含量为1～15mass％的Zr及25～45mass％的Zn的Cu-Zn-Zr合金更为理想)作为基质的合金形式使用。尽管，取决于自身与共同加入的P的混合比，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量低于0.04mass％，尤其是低于0.019mass％时，几乎不会因添加Zr而导致电、热传导性的低下，即使电、热传导性降低，其降低率与不添加Zr时相比也极小。
另外，为得到满足条件(7)的第1～第8铜合金，优选适当地调整铸造条件、尤其是浇铸温度及冷却速度。对于浇铸温度，优选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，浇铸温度的范围优选是，(液相线温度+20℃)≤浇铸温度≤(液相线温度+250℃)，(液相线温度+20℃)≤浇铸温度≤(液相线温度+150℃)更为理想。一般情况下，考虑合金成分的影响的同时，浇铸温度应为1150℃以下，1100℃以下为理想，1050℃以下更为理想。只要熔融金属能够填充到模具的每个角落，就不必特别地限制浇铸温度的下限。但，浇铸温度越低，则越倾向于晶粒的微细化。在此应理解，这些温度条件因合金的各构成元素的量而异。
本发明的铜合金，因在熔融固化阶段进行晶粒的微细化，所以提高了对凝固时的收缩的耐性，并减少了铸造裂纹的产生。而且，能够使凝固过程中产生的孔穴、孔隙等轻易地向外部排除，因而可得到没有铸造缺陷的(无孔隙等铸造缺陷，不形成枝晶网，因而是表面光滑且缩孔尽可能地浅的铸件)健全的铸件。因此，利用本发明，可以提供极具实用性的铸件或将其塑性加工的塑性加工物。
而且，凝固过程中沉积的晶粒不具有铸造组织所特有的典型的树枝形状，而是枝臂被截断的形状，优选呈圆形、椭圆形、多边形、十字形的形状。因此，提高了熔融金属的流动性，而且即使使用薄壁复杂形状的模具时，熔融金属也能够填充到各个角落。
本发明的铜合金，能够通过晶粒的微细化、α相以外的相(因Si产生的κ相、γ相)及Pb粒子等的均匀分散，大幅地提高借助构成元素发挥的切削加工性、强度、耐磨性、滑动性、及耐蚀性，因而能够应用于总是或临时地与自来水接触的状态下使用的触水零件(例如，自来水管道的阀栓零件；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、供热水器零件等)、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、阀门、开闭阀、泵类零件、轴承等)、压力传感器、温度传感器、连接器、压缩机部件、涡旋式压缩机部件、高压阀、空调用阀、开闭阀、汽化器部件、电缆固定件、手机天线零件、端子等或这些的构成元件等领域。
另外，利用本发明，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的共同添加效果来实现晶粒微细化，因而能够有效、更好地铸造出上述铜合金铸件。
图1是实施例中的No.79铜合金的侵蚀面(切断面)图像，图1(A)表示宏观组织，图1(B)表示微观组织。
图2是比较例中的No.228铜合金的侵蚀面(切断面)图像，图2(A)表示宏观组织，图2(B)表示微观组织。
图3是关于实施例中的No.4铜合金，在半固体金属铸造性试验中的半熔融固态显微镜图像。
图4是关于比较例中的No.202铜合金，在半固体金属铸造性试验中的半熔融固态显微镜图像。
图5是在切削试验中生成的切屑形状的透视图。
图6是铸件C、D、C1或D1(水表主体)的透视图。
图7是切断图6中所示铸件C、D、C1或D1(水表主体)底部的俯视图。
图8是作为实施例的No.72铜合金的铸件C的内侧重要部(相当于图7的M部的收缩部)的放大俯视图。
图9是作为实施例的No.72铜合金的铸件C的重要部剖视图(相当于图7的N-N线剖视图)。
图10是作为实施例的No.73铜合金的铸件C的内部重要部(相当于图7的M部的收缩部)的放大俯视图。
图11是作为实施例的No.73铜合金的铸件C的重要部剖视图(相当于图7的N-N线剖视图)。
图12是作为比较例的No.224铜合金的铸件C1的内部重要部(相当于图7的M部的收缩部)的放大俯视图。
图13是作为实施例的No.224铜合金的铸件C1的重要部剖视图(相当于图7的N-N线剖视图)。
具体实施例方式
以实施例而言，将表1至表8所示的铜合金No.1至No.92，作为铸件A、B、C、D、E、F及塑性加工物G而获得。而且，以比较例而言，将表9至表12所示的铜合金No.201至No.236，作为铸件A1、B1、C1、D1、E1、F1、G1及塑性加工物G2而获得。
铸件A(铜合金No.1至No.46)及A1(铜合金No.201至No.214)，是使用在熔化炉(熔制能力60kg)中附设水平连铸机而成的铸造装置，以低速(0.3m/分)连续铸造的直径为40mm的棒材。另外，铸件B(铜合金No.47至No.52)及B1(铜合金No.217、No.218)，是使用在熔化炉(熔制能力60kg)上附设水平连铸机而成的铸造装置，以低速(1m/分)连续铸造的直径为8mm的棒材。但是，不管何种情况，铸造都使用石墨模具，并随时调整添加元素使之成为规定成份，同时进行连续铸造。而且，上述铸件A、B、A1、B1的铸造工序中，在浇铸时，以Cu-Zn-Zr合金(含有3mass％Zr)的形式添加Zr，同时将浇铸温度设定为比该铸件的构成材料的液相线温度高100℃。而且，铸件A1(铜合金No.215、No.216)，是市销的直径为40mm的水平连铸棒(No.215相当于CAC406C)。
铸件C(铜合金No.53至No.73)、D(铜合金No.74至No.78)、C1(铜合金No.219至No.224)及D1(铜合金No.225、No.226)，都是通过实际操作的低压铸造(熔融金属温度1005℃±5℃，压力390mbar，加压时间4.5秒，保持时间8秒)而获得的，如图6所示的，具有一对水表本体的铸件。另外，铸件C、C1是使用金属模而铸造，而铸件D、D1，是使用砂型而铸造。
铸件E(铜合金No.79至No.90)及E1(铜合金No.228至No.233)，是用电炉熔解原料之后，通过向预热至200℃的铁制铸造模中浇铸该熔融金属而获得的圆柱状(直径40mm，长度280mm)的铸块。
铸件F(No.91)及F1(No.234)，是通过实际操作的低压铸造而获得的大型铸件(厚度190mm，宽度900mm，长度3500mm的铸锭)。
塑性加工物G(铜合金No.92)，是将铸块(240mm直径的钢坯)热挤压而获得的直径为100mm的棒材。而且，塑性加工物G1(铜合金No.235，No.236)，都是市销的挤压—拉伸棒(40mm直径)。而且，铜合金No.235，相当于JISC3604，而No.236，相当于JIS C3771。尚且，在以下的说明中，将铸件A、B、C、D、E、F及塑性加工物G称为“实施例铸件”，而将铸件A1、B1、C1、D1、E1、F1、G1及塑性加工物G2称为“比较例铸件”。
而且，从实施例铸件A、B、C、D、E、F、G及比较例铸件A1、B1、C1、D1、E1、F1、G1、G2中选取JIS Z 2201中规定的10号试验片。对这些试验片，通过阿姆斯勒万能材料试验机进行拉伸试验，测量拉伸强度(N/mm2)、0.2％屈服强度(N/mm2)、延伸率(％)以及疲劳强度(N/mm2)。其结果，如表13至表18所示，证实了实施例铸件的拉伸强度等机械性质优异。而且，对于铸件C、D、C1、D1，从图6所示的铁水流道部K中选取试验片。
而且，为比较确认实施例铸件和比较例铸件的切削加工性，进行如下的切削试验并测量切削主分力(N)。
即，利用安装真锋车刀(前角-6°、刀尖R0.4mm)的车床，以80m/分的切削速度、1.5mm的切削深度、0.11mm/rev的进给速度的条件，及以160m/分的切削速度、1.5mm的切削深度、0.11mm/rev的进给速度的条件，分别干式切削从实施例铸件A、B、E、G及比较例铸件A1、B1、E1、G1中选取的试验材料的外周面，并用安装在车刀侧的三分量测力计测量，并换算为切削主分力。其结果，如表13至表18所示。
而且，在上述切削试验中观察所形成的切屑形状，按其形状分类成7种，即(a)呈梯形或者三角形的小片状(图5(A))；(b)长度为25mm以下的带状(同图5(B))；(c)针状(同图5(C))；(d)长度为75mm以下的带状(除(b))(同图5(D)；(e)三圈以下的螺旋状(同5图(E))；(f)长度超过75mm的带状(同图5(F))；(g)超过三圈的螺旋状(同图5(G))，以此判断切削加工性，并表示在表13至表18中。在这些图表中，切屑形状为(a)的用“◎”、(b)的用“○”、(c)的用“●”、(d)的用“□”、(e)的用“△”、(f)的用“×”、(g)的用“××”，各自表示。而且，切屑呈(f)、(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)(e)的形状时，虽然不产生如(f)、(g)的大问题，但是切屑的处理并不容易，而且在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)(g)那样增大(即切屑体积不增大)，从而切屑处理也较容易。但是，对于(c)，根据切削条件的不同，经常发生切屑进入到车床等作业机械的滑动面而引起的机械性故障，或者有可能刺伤操作员的手指、眼睛等。因此，判断切削加工性的观点上可以认为(a)最理想，(b)其次，(c)良好，(d)比较良好，(e)在允许限度内，(f)不合适，(g)最不合适。通过这些切削主分力及切屑形状，证实了实施例铸件具有优异的切削加工性。
而且，为了比较确认实施例铸件及比较例铸件的耐磨性，进行了如下的磨损试验。
首先，从实施例铸件A、E及比较例铸件A1、E1、G1中选取，通过对其进行切削加工和开孔加工等制作外径为32mm、厚度为(轴线方向的长度)10mm的环状试验片。其次，将该试验片嵌合固定在旋转轴上，同时在环状试验片的外周面，以施加50kg负荷的状态下转接SUS304制滚轮(外径48mm)之后，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，越说明是耐磨性优异的铜合金。其结果，如表19、表20及表22至24所示。证实了实施例铸件具有优异的耐磨性和滑动性能。
而且，为了比较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III和在“ISO 6509”中规定的脱锌腐蚀试验及在“JISH3250”中规定的应力腐蚀裂纹试验。
即，在冲蚀试验I至III中，对从实施例铸件A、C、D、E及比较例铸件A1、E1、G1中选取的试验材料，从其轴线的垂直方向，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T之后的腐蚀减量(mg/cm2)。作为试验液，在试验I、II、III中分别使用了，3％食盐水、在3％食盐水里混合CuCl2·2H2O(0.13g/L)的混合食盐水、在次氯酸钠溶液(NaClO)里添加微量盐酸(HCl)的混合液。腐蚀减量，是试验开始前的试验材料重量与T时间冲击试验液之后的试验材料重量的每1cm2的量差(mg/cm2)。冲击时间，在试验I至III中都是T＝96。冲蚀试验I至III的结果，如表19至表24所示。
而且，在“ISO 6509”的脱锌腐蚀试验中，将从实施例铸件A、C、D、E及比较例铸件A1、E1、G1中选取的试验材料连接到酚醛树脂中，使暴露的试验材料表面与延伸方向成直角，用1200号砂纸将样品表面研磨，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19至表24所示。
而且，在“JIS H3250”的应力腐蚀裂纹试验中，将从铸件B、B1中选取的板状试验材料(宽度10mm、长度60mm、厚度5mm)，弯曲(附加残留拉伸应力)成45°的V字形(弯曲部半径R5mm)，同时实施脱脂、干燥处理之后，在加入12.5％的氨水(用等量的纯净水稀释的氨)的干燥器内氨环境下(25℃)保持。然后，经规定的保持时间(暴露时间)，从干燥器中取出试验材料，用10％的硫酸洗净之后，用放大镜(10倍)观察判断该试验材料有无裂纹。其结果，如表21至表23所示。在该图表中，对于虽然在氨氛围中保持8小时之后并没看见裂纹，但经过24小时之后看见明显的裂纹的用“△”、而经过24小时之后也无裂纹的用“○”表示。从这些耐蚀性试验的结果中，证实了实施例铸件具有优异的耐蚀性。
而且，为了比较评价实施例铸件和比较例铸件的冷加工性，进行了如下的冷压缩试验。
即，从铸件A、B、A1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。根据有无因与压缩率(加工率)相关而产生的裂纹来评价冷压缩加工性。其结果，如表19至表21及表23所示。在这些图表中，压缩率为30％的情况下产生裂纹的视为冷压缩加工性差，用“×”表示。压缩率为40％的情况下没有产生裂纹的视为冷压缩加工性优异，用“○”表示。而且，虽然在压缩率为30％的情况下没有产生裂纹，但在压缩率为40％的情况下产生裂纹的视为具有良好的冷压缩加工性，用“△”表示。该冷压缩加工性的良否，可以作为堵缝性良否评价，评价为“○”的，可以进行简单且高精度的堵缝。评价为“△”的，可以进行一般的堵缝。而评价为“×”的，不可能进行适当的堵缝。实施例铸件，只有一部分是“△”而大部分是“○”，从而证实了其具有优异的冷压缩加工性，也就是堵缝性。
而且，为了比较评价实施例铸件和比较例铸件的热锻造性，进行了如下的高温压缩试验。即，从铸件A、E、E1及塑性加工物G1中选取，用车床切削成直径为15mm、高度为25mm的圆柱状试验材料，并将该试验材料在温度700℃中保持30分钟之后，改变加工率进行热压缩加工，根据加工率与裂纹的关系评价了热锻造性。其结果，如表20、表22及表24所示，证实了实施例铸件具有优异的热锻造性。在这些图表中，在80％的加工率下没有产生裂纹的视为热锻造性优异，用“○”表示。在80％的加工率下产生略微的裂纹，而在65％的加工率下没有产生裂纹视为具有良好的热锻造性，用“△”表示，而在65％的加工率下产生明显裂纹的视为热锻造性差，用“×”表示。
而且，为了比较确认关于实施例铸件和比较例铸件的冷拉拔性，以如下的基准判断拉拔性。即，对棒状铸件B、B1(直径8mm)进行冷拉拔加工，将通过一次拉拔加工(加工率为36％)，能够拉拔至直径为6.4mm，且没产生裂纹的判定为具有优异的冷拉拔性。而通过一次拉拔加工(加工率为23.4％)，能够拉拔至直径为7.0mm，且没产生裂纹的判定为具有一般的冷拉拔性，而对于在一次拉拔加工中，拉拔至直径7.0mm时，产生裂纹的判定为冷拉拔性差。其结果，如表21及表23所示。判定为冷拉拔性优异的用“○”表示，判定为具有一般的冷拉拔性的用“△”表示，而判定为冷拉拔性差的用“×”表示。从表21及表23中，证实了实施例铸件，比起比较例铸件具有优异的冷拉拔性。
另外，对于实施例铸件和比较例铸件判定了铸造性。
第一，通过进行如下的铸造性判定试验，判定了铸件B、BI的铸造性的优与劣。即，在铸造性判定试验中，一边使铸造速度在2m/分及1m/分的高低两个阶段变化，一边使用与在实施例中获得铸件B时(或在比较例中获得的铸件B1时)所用装置相同的装置，在同一条件下，连续铸造直径为8mm的线材(棒材)，并根据获得无缺陷线材的铸造速度的高低判定铸造性的优与劣。其结果，如表21及表23所示。以2m/分的高速铸造获得无缺陷线材的视为具有优异的铸造性，用“○”表示。通过高速铸造不能获得无缺陷的线材，但通过1m/分的低速铸造可以获得无缺陷线材的视为具有一般的铸造性，用“△”表示。而，通过低速铸造(1m/分)也不能获得无缺陷的铸造线材B-1的视为铸造性差，用“×”表示。
第二，切断铸件C、C1的底部L(图6参照)，观察其切断部分内侧的收缩部M(图7参照)。根据有无缺陷及收缩的深度评价铸造。其结果，如表21至表23所示。在这些图表中，收缩部M没有缺陷，且收缩也很浅的视为铸造性优异，用“○”表示，收缩部M没有明显的缺陷，且收缩也不那么深的视为铸造性良好，用“△”表示，而收缩部M有着明显的缺陷，且收缩也很深的视为铸造性差，用“×”表示。图8至图13是表示收缩部M的一例。即，图8是实施例的No.72铜合金的收缩部M的剖视图。图9是该收缩部M的放大俯视图。而且，图10是实施例的No.73铜合金的收缩部M的剖视图。图11是该收缩部M的放大俯视图。图12是比较例的No.224铜合金的收缩部M的剖视图。图13是该收缩部M的放大俯视图。从图8至图13中可清楚地了解，虽然对于铜合金No.72及No.73，收缩部M的表面极其光滑且无缺陷，但是，在于铜合金No.224，收缩部M有着明显的缺陷且收缩也很深。另外，从图8至图13中也可以看出，因为铜合金No.224除了不含Zr以外，其他成分与铜合金No.72及No.73大致相同，所以可通过共同添加Zr及P来谋求晶粒的微细化，其结果提高铸造性的事实。
第三，为了比较评价对于实施例铸件和比较例铸件的半固体金属铸造性，进行了如下的半固体金属铸造性试验。
即，向坩锅里加入制造铸件A、A1、E1时使用的原料，并升温至半熔融状态(固相比约60％)为止，在其温度保持5分钟之后，急速冷却(水冷)。然后，调查在半熔融状态下的固相形状，评价半固体金属铸造性。其结果，如表19、表23及表24所示。证实了实施例铸件即满足条件(14)(15)的，又具有优异的半固体金属铸造性。在这些图表中，将该固相的平均晶粒径为150μm以下或者晶粒的最大长度的平均为300μm以下的，视为具有优异的半固体金属铸造性，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体金属铸造性，用“△”表示。形成枝晶网的，评价为半固体金属铸造性差，用“×”表示。给出了表示实施例铸件满足条件(14)、(15)的实例。即，图3是关于实施例铸件的No.4铜合金的半固体金属铸造性试验的半熔融固态显微镜图像，显然满足条件(14)、(15)的。另外，图4是关于比较例铸件No.202的半固体金属铸造性试验的半熔融固态显微镜图像，不能满足条件(14)、(15)的。
而且，关于实施例铸件A～G及比较例铸件A1～G1，测量了其溶解固化时的平均晶粒径(μm)。即，切断实施例铸件及比较例铸件，用硝酸侵蚀其切断面之后，测量其侵蚀面上出现的宏观组织上的结晶粒的平均直径(平均晶粒径)。另外，关于铸件C、D、C1、D1，切断水表主体的进出口部J(图6参照)，用硝酸侵蚀其切断面之后，与上述同样测量其侵蚀面上出现的结晶粒的平均直径。此测量，是基于JIS H0501的伸铜品(drawn copperproduct)平均晶粒度测定比较法进行。用硝酸侵蚀切断面之后，粒径超过0.5mm的用肉眼观察，0.5mm以下的放大7.5倍后观察，而对小于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13至表18所示，实施例铸件都满足条件(7)的。而且，也证实了对于实施例铸件，其熔融固化时的初晶都是α相。
而且，对于实施例铸件，也证实了是满足条件(12)、(13)的。在图1及图2中举其一例。图1是关于实施例铸件No.79铜合金的宏观组织图像(同图1(A))及微观组织图像(同图1B)。图2是关于比较例铸件No.228铜合金的宏观组织图像(同图2(A))及微观组织图像(同图2B)。从图1及图2中，清楚地了解到比较例铸件No.228虽然不满足条件(12)、(13)的，但是实施例铸件No.79满足条件(12)、(13)。
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，并且通过满足条件(1)～(7)的(对于第5至第8铜合金还要满足条件(8)的)，与不满足这些条件的至少一部分的比较例铸件相比，大幅提高了切削加工性、机械特性(强度、延伸性等)、耐磨性、铸造性、半固体金属铸造性、冷压缩加工性、热铸造性及耐蚀性。而且，证实了这些特性，如果在上述条件之外还满足(10)～(15)的条件(对于第5至第8铜合金还要满足条件(9)、(16))，能更有效得到提高。对于大型铸件F(No.91)也同样，证实了共同添加Zr，P而引起的晶粒的微细化效果及与此相伴的特性提高效果。但是，对于除了不含Zr以外，组成与铜合金No.91大致相同的大型铸件(No.234)，没有这些效果，而且与小型铸件的相差也很明显。
而且，对于含有Pb的铸件C、C1、D1，基于“JIS S3200-72004自来水器具—浸出性能试验”进行了Pb熔出试验。即，在此试验中，将适量添加次氯酸钠熔液、碳酸氢钠熔液及氯化钙熔液的水中作为浸出液使用氢氧化钠熔液调整pH的水(水质pH7.0±0.1，硬度45±5mg/L，碱度35±5mg/L，残留氯35±0.1mg/L)，且对铸件C、C1、D1，进行规定的清洗处理及调节处理之后，往该铸件C、C1、或D1的中空部，即水表主体部分(图6)注满23℃的浸出液并密封，并维持此液温静置16小时之后，选取水表(参照图6)中的浸出液，测量该浸出液中含有的Pb量，即Pb熔出量(mg/L)。其结果，如表21、表23及表24所示，证实了在实施例铸件中的Pb熔出量极其少，因此，能够毫无问题地用于水表等触水零件上。
而且，从铜合金No.54的铸件C中选取铁水流道部K(参照图6)，将此作为原料(Zr0.0063mass％)铸造了铜合金。即，将该铁水流道部K，在木炭的覆盖下，以970℃的温度再熔融并保持5分钟。之后，将熔融时的Zr的氧化损失量估计为0.001mass％，追加添加与其Zr氧化损失量相抵的含有3mass％Zr的Cu-Zn-Zr合金，并注入金属模内。其结果，对于所获得的铸件，Zr含有量与原料铜合金No.54大致相同(0.0061mass％)，测量平均晶粒径的结果，与原料铜合金No.54大致相同是25μm。此试验证实了本发明的铜合金，将其铸件中形成的铁水流道部K等剩余部分乃至不必要部分，在完全不降低晶粒的微细化效果的情况下，作为再生原料能有效地利用。因此，可以将铁水流道部K等剩余部分乃至不必要部分，作为补充原料投入到连续作业中使用。因而，能极高效率且又经济的进行连续作业。
表1
表2
表3
表4
表5
表6
表7
表9
表10
表11
表12
表13
表14
表15
表16
表17
表18
表19
表20
表21
表22
表23
表24
工业上的利用可能性本发明的铜合金，具体而言，可适用于如下的用途。
1.要求具备可铸造性、导电性、热传导性、高机械性质的一般机械部件。
2，要求具备高度的导电性、导热性的电接头、连接器和要求易于钎焊、焊接的电子部件。
3，要求易于铸造的计量器部件。
4，要求具有机械特性优异的供排水配件、建筑用配件、日用品·杂货品。
5，要求高强度、高硬度及优异的耐蚀性、韧性的船用螺旋桨、轴、轴承、阀座、阀杆、紧固件、夹钳、连接件、门把捏手、管道卡箍、凸轮。
6，要求高强度、高硬度、高耐磨性的阀门、轴杆、轴衬、蜗轮、摇臂、气缸部件、阀座、不锈钢轴承、泵轮。
7，要求具备耐压性、耐磨性、切削加工性、铸造性的阀门、泵体、叶轮、桨轮、供水阀、混合水龙头、接头、自动喷水灭火装置、旋塞、水表、止水阀、传感器部件、涡旋压缩机部件、高压阀、套筒压力容器。
8，要求优异的硬度及耐磨性的滑动部件、液压气缸、气缸、歯轮、钓具卷轴、飞机固定器。
9，要求优异的强度、耐蚀性、耐磨性的螺栓、螺母、管道连接器。
10，适于简单形状的大型铸件，且要求高强度及耐蚀性、耐磨性的化工机械部件、工业用阀门。
11，要求结合强度、加厚、加衬里、覆盖层、耐蚀性、铸造性的淡水装置，即焊接管、供水管、热交换器管、热交换器的管板、煤气管道用管、弯头、海上建筑材料、焊接部件、焊接材料。
12，接触水的金属件(连接器、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、轴衬、管套节、接合件、法兰。
13，触水零件(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、溢流阀、减压阀、电磁阀、蒸汽疏水阀、量水仪(水表、流量计)。
14，触水零件件(水栓零件件)水栓(供水拴、洒水拴、止水栓、万向水栓、混合拴、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、洒水喷嘴、自动喷水灭火装置。
15，触水零件(住宅设备器械、排水器具类)疏水阀、消火栓阀、送水口。
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、压力开关传感器、温度传感器(感温体)、连接器类、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)，复印机辊筒，空调用阀门、接头、螺母，传感器部件。
19，摩合部件油压缸、气缸的活塞瓦，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，闸瓦、盖形螺母、水箱供水拴部件。
权利要求
1.一种铜合金，其特征在于由Cu69～88mass％、Si2～5mass％、Zr0.0005～0.04mass％、P0.01～0.25mass％，Zn剩余部分构成；并且以元素a的含有量[a]mass％计，满足以下关系式，f0＝[Cu]-3.5[Si]-3[P]＝61～71、f1＝[P]/[Zr]＝0.7～200、f2＝[Si]/[Zr]＝75～5000及f3＝[Si]/[P]＝12～240；形成金属组织，其含有α相和，κ相以及/或者γ相，且以根据面积比的相b的含有量[b]％计，满足以下关系式，f4＝[α]+[γ]+[κ]≥85及f5＝[γ]+[κ]+0.3[μ]-[β]＝5～95；而且熔融固化时宏观组织上的平均晶粒径为200μm以下。
2.根据权利要求1所述的铜合金，其特征在于还含有从Pb0.005～0.45mass％、Bi0.005～0.45mass％、Se0.03～0.45mass％以及Te0.01～0.45mass％中选择的至少一种元素；以元素a的含有量[a]mass％计，满足以下关系式，f0＝[Cu]-3.5[Si]-3[P]+0.5([Pb]+0.8([Bi]+[Se])+0.6[Te])＝61～71、f1＝[P]/[Zr]＝0.7～200、f2＝[Si]/[Zr]＝75～5000、f3＝[Si]/[P]＝12～240、f6＝[Cu]-3.5[Si]-3[P]+3([Pb]+0.8([Bi]+[Se])+0.6[Te])1/2≥62、及f7＝[Cu]-3.5[Si]-3[P]-3([Pb]+0.8([Bi]+[Se])+0.6[Te])1/2≤68.5(对于未含有元素a，[a]＝0)；形成金属组织，其含有α相和，κ相以及/或者γ相，且以根据面积比的相b的含有量[b]％计，满足以下关系式，f4＝[α]+[γ]+[κ]≥85及f5＝[γ]+[κ]+0.3[μ]-[β]＝5～95(对于未含有相b，[b]＝0)；而且熔融固化时宏观组织上的平均晶粒径为200μm以下。
3.根据权利要求1所述的铜合金，其特征在于还含有从Sn0.05～1.5mass％、As0.02～0.25mass％以及Sb0.02～0.25mass％中选择的一种以上的元素；对于元素a的含有量[a]mass％，满足以下关系式，f0＝[Cu]-3.5[Si]-3[P]-0.5([Sn]+[As]+[Sb])＝61～71、f1＝[P]/[Zr]＝0.7～200、f2＝[Si]/[Zr]＝75～5000、及f3＝[Si]/[P]＝12～240(对于未含有元素a，[a]＝0)；形成金属组织，其含有α相和，κ相以及/或者γ相，且对于根据面积比的相b的含有量[b]％，满足以下关系式，f4＝[α]+[γ]+[κ]≥85、及f5＝[γ]+[κ]+0.3[μ]-[β]＝5～95(对于未含有相b，[b]＝0)；而且熔融固化时宏观组织上的平均晶粒径为200μm以下。
4.根据权利要求2所述的铜合金，其特征在于还含有从Sn0.05～1.5mass％、As0.02～0.25mass％以及Sb0.02～0.25mass％中选择的一种以上的元素；对于元素a的含有量[a]mass％，满足以下关系式，f0＝[Cu]-3.5[Si]-3[P]+0.5([Pb]+0.8([Bi]+[Se])+0.6[Te])-0.5([Sn]+[As]+[Sb])＝61～71、f1＝[P]/[Zr]＝0.7～200、f2＝[Si]/[Zr]＝75～5000、f3＝[Si]/[P]＝12～240、f6＝[Cu]-3.5[Si]-3[P]+3([Pb]+0.8([Bi]+[Se])+0.6[Te])1/2≥62、及f7＝[Cu]-3.5[Si]-3[P]-3([Pb]+0.8([Bi]+[Se])+0.6[Te])1/2≤68.5(对于未含有元素a，[a]＝0)；形成金属组织，其含有α相和，κ相以及/或者γ相，且对于根据面积比的相b的含有量[b]％，满足以下关系式，f4＝[α]+[γ]+[κ]≥85、及f5＝[γ]+[κ]+0.3[μ]-[β]＝5～95(对于未含有相b，[b]＝0)；而且熔融固化时宏观组织上的平均晶粒径为200μm以下。
5.根据权利要求1至4中任意一项所述的铜合金，其特征在于还含有从Al0.02～1.5mass％、Mn0.2～4mass％以及Mg0.001～0.2mass％中选择的一种以上的元素；对于元素a的含有量[a]mass％，满足以下关系式，f0＝[Cu]-3.5[Si]-3[P]+0.5([Pb]+0.8([Bi]+[Se])+0.6[Te])-0.5([Sn]+[As]+[Sb])-1.8[Al]+2[Mn]+[Mg]＝61～71、f1＝[P]/[Zr]＝0.7～200、f2＝[Si]/[Zr]＝75～5000、及f3＝[Si]/[P]＝12～240(对于未含有元素a，[a]＝0)；形成金属组织，其含有α相和，κ相以及/或者γ相，且对于根据面积比的相b的含有量[b]％，满足以下关系式，f4＝[α]+[γ]+[κ]≥85及f5＝[γ]+[κ]+0.3[μ]-[β]＝5～95(对于未含有相b，[b]＝0)；而且熔融固化时宏观组织上的平均晶粒径为200μm以下。
6.根据权利要求2、4或5中任意一项所述的铜合金，其特征在于元素a的含有量[a]mass％与根据面积比的相b的含有量[b]％之间满足以下关系式，f8＝[γ]+[κ]+0.3[μ]-[β]+25([Pb]+0.8([Bi]+[Se])+0.6[Te])1/2≥10、及f9＝[γ]+[κ]+0.3[μ]-[β]-25([Pb]+0.8([Bi]+[Se])+0.6[Te])1/2≤70(对于未含有元素a及相b，[a]＝[b]＝0)。
7.根据权利要求1至6中任意一项所述的铜合金，其特征在于在作为不可避免的不纯物含有Fe和Ni中任一种的情况下，Fe和Ni中任一种的含有量小于0.3mass％，并且当含有Fe及Ni作为不可避免的不纯物时，Fe及Ni的合计含有量小于0.35mass％。
8.根据权利要求1至7中任意一项所述的铜合金，其特征在于熔融固化时的初晶为α相。
9.根据权利要求1至7中任意一项所述的铜合金，其特征在于在熔融固化时，发生包晶反应。
10.根据权利要求1至7中任意一项所述的铜合金，其特征在于在熔融固化时，枝晶网具有被分割的结晶结构，且晶粒的二维形状呈圆状、近似于圆形的非圆状、椭圆状、十字状、针状和多边形中的任一种。
11.根据权利要求1至7中任意一项所述的铜合金，其特征在于基体的α相被微细分割，且κ相及/或γ相均匀地分散于基体内。
12.根据权利要求2、4、5以及7中任意一项所述的铜合金，其特征在于在含有Pb和Bi中的任一种时，微细且大小均匀的Pb粒子或者Bi粒子均匀地分散于基体内。
13.根据权利要求1至12中任意一项所述的铜合金，其特征在于所述铜合金具有经铸造工序而得到的铸件和对所述铸件再进行一次以上塑性加工的塑性加工物中的至少一种。
14.根据权利要求13所述的铜合金，其特征在于当上述塑性加工物利用车床切削加工，采用前角为-6°、刀尖半径为0.4mm的切削刀，以80～160m/min切削速度、1.5mm切削深度、0.11mm/rev进给速度，所形成的切屑是呈梯形或三角形的小片状、以及长度为25mm以下的带状或者针状的切削加工物。
15.根据权利要求13所述的铜合金，其特征在于上述铸件是通过水平连铸法、上铸法、或上引法铸造的线材、棒材或厚壁管材。
16.根据权利要求13所述的铜合金，其特征在于上述塑性加工物是热挤出加工物、热锻造加工物或热压延加工物。
17.根据权利要求13所述的铜合金，其特征在于上述塑性加工物是对权利要求15所述的铸件进行拉伸加工或者冷拉加工而制成的线材、棒材或厚壁管材。
18.根据权利要求13所述的铜合金，其特征在于上述铸件是如下所述的铸件、半熔融铸件、半熔融成形物、熔融金属锻造物或者压铸成形物在固相比为30～80％的半熔融状态下，至少枝晶网具有被分割的结晶组织，且固相的二维形状呈圆状、近似于圆形的非圆状、椭圆状、十字状、针状和多边形中任一种形状。
19.根据权利要求18所述的铜合金，其特征在于固相比为60％时固相的平均晶粒径小于150μm，及/或该相应固相的平均最大长度小于200μm。
20.根据权利要求18或19所述的铜合金，其特征在于所述铜合金铸造成近净成形。
21.根据权利要求13至20中任意一项所述的铜合金，其特征在于所述铜合金是总是或暂时与水接触的状态下使用的触水零件。
22.根据权利要求21所述的铜合金，其特征在于所述铜合金是螺纹接套、软管螺纹接套、管套、弯头、岐形管接头、栓塞、轴衬、管套节、接合件、法兰、断流阀、过滤器、泄水阀、闸阀、止回阀、球形阀、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、溢流阀、减压阀、电磁阀、蒸汽疏水阀、水表、流量计、供水栓、洒水栓、止水栓、万向水栓、混合栓、分水栓、水龙头、分流栓、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、洒水喷嘴、自动喷水灭火装置、供热水器用加热管、热交换器用加热管、锅炉用加热管、疏水阀、消火栓阀、送水口、叶轮、叶轮轴或泵壳，或者是这些的构成部件。
23.根据权利要求13至20中任意一项所述的铜合金，其特征在于所述铜合金是在与水总是或暂时接触的状态下做相对运动的摩擦啮合部件。
24.根据权利要求23所述的铜合金，其特征在于所述铜合金是齿轮、滑动轴衬、汽缸、活塞蹄片、轴承、轴承零件、轴承部件、轴、滚子、旋转接头零件、螺栓、螺母或螺旋轴，或者这些的构成部件。
25.根据权利要求13至20中任意一项所述的铜合金，其特征在于所述铜合金是压力传感器、温度传感器、连接器、压缩机零件、涡旋式压缩机零件、高压阀门、空调用阀开闭阀、汽化器零件、电缆固定件、手机天线部件、或端子。
26.一种制造权利要求1至25中任意一项所述的铜合金的方法，其特征在于在铸造工序中，通过以含有Zr的铜合金材料的形式添加Zr，从而在铸造时避免以氧化物及/或硫化物的形式添加Zr。
27.根据权利要求26所述的铜合金的制造方法，其特征在于上述含有Zr的铜合金材料这样的铜合金在Cu-Zr合金、Cu-Zn-Zr合金，或者它们的合金基础上进一步含有从P、Mg、Al、Sn、Mn及B中选择的至少一种元素的铜合金。
全文摘要
本发明涉及一种铜合金，由Cu69～88mass％、Si2～5mass％、Zr0.0005～0.4mass％、P0.01～0.25mass％，Zn剩余部分构成，并且对于元素a的含有量[a]mass％，满足以下关系式，f0＝[Cu]－3.5[Si]－3[P]＝61～71、f1＝[P]/[Zr]＝0.7～200、f2＝[Si]/[Zr]＝75～5000及f3＝[Si]/[P]＝12～240；并且形成金属组织，其含有α相和κ相以及/或者γ相，且对于根据面积比的相b的含有量[b]％，满足以下关系式，f4＝[α]+[γ]+[κ]≥85及f5＝[γ]+[κ]+0.3[μ]－[β]＝5～95，而且熔融固化时宏观组织上的平均晶粒径为200μm以下。
文档编号B22D27/00GK1969052SQ20058001941
公开日2007年5月23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