切削性、強度、耐磨性及耐蝕性卓越的銅合金鑄件及其鑄造方法

2023-05-25 00:31:56 3

專利名稱：切削性、強度、耐磨性及耐蝕性卓越的銅合金鑄件及其鑄造方法
技術領域：
本發明涉及一種切削性、強度、耐磨性及耐蝕性卓越的銅合金鑄件，尤其是涉及一種經常或臨時在與水(自來水等)接觸的狀態下使用的觸水金屬零件(例如，供水管道的水龍頭、閥門、旋塞類、接頭、法蘭類、住宅設備機器、排水器具類、連接件、鍋爐零件等)、或與配合部件(迴轉軸等)在經常或臨時接觸的狀態下相對運動的摩擦配合部件(例如，軸承，齒輪、氣缸、滾動軸承保持架、葉輪、泵類零件、軸承等)或作為這些的構成材優選使用的銅合金鑄件及其鑄造方法。
背景技術：
作為觸水金屬零件、摩擦配合部件或作為這些的構成材(半制品等)所使用的銅合金鑄件，除了強度或耐蝕性以外，要求高度的切削性或耐磨性，一般用作所述銅合金鑄件的構成材的JIS H5120的CAC406、CAC602、CAC604、JIS H5121的CAC406C等，沒有滿足上述性質或鑄造性等。
在現有技術中，為了提高銅合金鑄件的強度或鑄造性等，極有效的方法為，通過解消鑄件特有的枝晶組織謀求晶粒的細化。
而且，作為銅合金的晶粒細化的基本形式，一般分為，(A)在銅合金熔融固化時晶粒細化，(B)通過對熔融固化後的銅合金(扁坯等鑄塊、壓鑄件等鑄造品、熔融鑄造品等)實施軋制等變形加工或加熱處理，使畸變能等儲存能變成驅動力，從而將晶粒細化。無論是(A)(B)的何種情況，Zr均被認為是對晶粒的細化起有效作用的元素。
然而，在方法(A)中，Zr對熔融固化階段的晶粒的細化作用，很大程度上受其他元素及其含量的影響，因而無法達到所期望的晶粒的細化。因而，一般採用方法(B)，即對熔融固化後的鑄塊、鑄造品等進行熱處理後進一步使之變形，從而實現晶粒的細化。
日本專利公開公報昭38-20467號公報，調查了對含有Zr、P、Ni的銅合金進行了固溶處理，然後以75％的加工率進行冷加工後的平均粒徑，結果發現，隨著Zr的含量的增加，由不含有Zr時的280μm，逐漸變為170μm(Zr0.05mass％)、50μm(Zr0.13mass％)、29μm(Zr0.22mass％)、6μm(Zr0.89mass％)，即，與Zr含量的增加相比例的細化。而且，在此公報中，為避免因Zr含量過多而帶來的負面影響，建議將Zr的含量規定為0.05～0.3mass％。
另外，日本專利公開2004-233952號公報中，公開了鑄造添加0.15～0.5mass％的Zr的銅合金後，進行固溶處理及變形加工，平均粒徑則細化到大約20μm以下的水平。
專利文獻1日本專利公開昭38-20467號公報專利文獻2日本專利公開2004-233952號公報然而，如上述(B)的方法，為使晶粒細化，鑄造後進行熱處理及變形加工，因而導致成本提高。而且，因鑄件製品的形狀各異，有時無法進行變形加工。因此，應優選按上述(A)的方法，在銅合金熔融固化時進行晶粒的細化。然而，如果採用(A)的方法，如上所述，由於在熔融固化階段的Zr，很大地受其他元素及其含量的影響，所以即使增加Zr的含量也未必能夠得到與增加量相應的晶粒的細化的效果。而且，因Zr與氧的親和能力非常強，因而在大氣中熔化並添加Zr，則容易成為氧化物，從而大大降低了成品率。因此，即使鑄造後的產品中含有的量甚微，也需要在澆鑄階段投入相當量的原料。另一方面，在熔化中的氧化物的生成量過多，澆鑄時氧化物易於混入熔融合金，從而有可能產生鑄造缺陷。為避免氧化物的生成，可以採用真空或惰性氣體的環境中進行熔化、鑄造，但是會導致高成本。而且，由於Zr是貴重元素，因而從經濟觀點出發，應儘量減少添加量為理想。
因此，要求開發儘量減少Zr含量的同時，在鑄造工序的熔融固化階段，進行晶粒細化的銅合金鑄件。

發明內容
本發明鑑於上述問題而作，其目的在於，提供一種通過實現在熔融固化時的晶粒的細化，獲得大幅度提高鑄造性、切削性、強度、耐磨性、及耐蝕性的鑄件，作為觸水金屬零件或者摩擦配合部件等可適合使用的銅合金鑄件，同時，可合適地製造出該銅合金鑄件的鑄造方法。
本發明為了達到上述目的，提供如下述的切削性、強度、延性、耐磨性以及耐蝕性卓越的銅合金鑄件及其鑄造方法。
即，本發明的第1提案為，包含Sn0.5～15mass％(2～10mass％為理想、3～8mass％更為理想、4～7.5mass％為最適宜)、Zr0.001～0.049mass％(0.004～0.039mass％為理想、0.006～0.029mass％更為理想、0.008～0.024mass％為最適宜)、P0.01～0.35mass％(0.02～0.19mass％為理想、0.03～0.15mass％更為理想、0.035～0.12mass％為最適宜)、從Pb0.01～15mass％(0.45～12mass％為理想、1～10mass％更為理想、2～6mass％為最適宜)、Bi0.01～15mass％(0.45～12mass％為理想、0.6～10mass％更為理想、1～4mass％為最適宜)、Se0.01～1.2mass％(0.07～1mass％為理想、0.1～0.8mass％更為理想、0.2～0.7mass％為最適宜)、Te0.05～1.2mass％(0.07～1mass％為理想、0.1～0.8mass％更為理想、0.2～0.7mass％為最適宜)中選擇的一種以上的元素、及為剩餘部分的Cu73mass％以上(73～92mass％為理想、73～91mass％較為理想、73.5～89mass％更為理想、75～84mass％為最適宜)，並滿足下述(1)～(5)條件的切削性、強度、耐磨性以及耐蝕性卓越的銅合金鑄件(以下簡稱為[第1銅合金鑄件])。該第1銅合金鑄件除滿足上述條件外，最好應滿足下述的(7)～(13)的條件。
本發明的第2提案為，除第1銅合金鑄件的構成元素外還含有從Al、Mn及Mg中選擇的一種以上的元素的銅合金鑄件，即，包含Sn0.5～15mass％(2～10mass％為理想、3～8mass％更為理想、4～7.5mass％為最適宜)、Zr0.001～0.049mass％(0.004～0.039mass％為理想、0.006～0.029mass％更為理想、0.008～0.024mass％為最適宜)、P0.01～0.35mass％(0.02～0.19mass％為理想、0.03～0.15mass％更為理想、0.035～0.12mass％為最適宜)、從Pb0.01～15mass％(0.45～12mass％為理想、1～10mass％更為理想、2～6mass％為最適宜)、Bi0.01～15mass％(0.45～12mass％為理想、0.6～10mass％更為理想、1～4mass％為最適宜)、Se0.01～1.2mass％(0.07～1mass％為理想、0.1～0.8mass％更為理想、0.2～0.7mass％為最適宜)、Te0.05～1.2mass％(0.07～1mass％為理想、0.1～0.8mass％更為理想、0.2～0.7mass％更為理想)中選擇的一種以上的元素、從Al0.005～0.5mass％(0.005～0.2mass％為理想、0.01～0.1mass％更為理想)、Mn0.01～0.5mass％(0.03～0.3mass％為理想、0.05～0.2mass％更為理想)、Mg0.001～0.2mass％(0.002～0.15mass％為理想、0.005～0.1mass％更為理想)中選擇的一種以上的元素、和為剩餘部分的Cu73mass％以上(73～92mass％為理想、73～91mass％較為理想，73.5～89mass％更為理想、75～84mass％為最適宜)，並滿足下述(1)～(5)條件的切削性、強度、耐磨性以及耐蝕性卓越的銅合金鑄件(以下簡稱為[第2銅合金鑄件])。該第2銅合金鑄件除滿足上述條件外，最好應滿足下述的(7)～(13)的條件。
本發明的第3提案為，除第1銅合金鑄件的構成元素外還含有Zn的銅合金鑄件，即，包含Sn0.5～15mass％(2～10mass％為理想、3～8mass％更為理想、4～7.5mass％為最適宜)、Zr0.001～0.049mass％(0.004～0.039mass％為理想、0.006～0.029mass％更為理想、0.008～0.024mass％為最適宜)、P0.01～0.35mass％(0.02～0.19mass％為理想、0.03～0.15mass％更為理想、0.035～0.12mass％為最適宜)、從Pb0.01～15mass％(0.45～12mass％為理想、1～10mass％更為理想、2～6mass％為最適宜)、Bi0.01～15mass％(0.45～12mass％為理想、0.6～10mass％更為理想、1～4mass％為最適宜)、Se0.01～1.2mass％(0.07～1mass％為理想、0.1～0.8mass％更為理想、0.2～0.7mass％為最適宜)、Te0.05～1.2mass％(0.07～1mass％為理想、0.1～0.8mass％更為理想、0.2～0.7mass％為最適宜)中選擇的一種以上的元素、Zn18mass％以下(0.01～17.5mass％為理想、3～17mass％更為理想、5～16mass％為最適宜)、及為剩餘部分的Cu73mass％以上(73～92mass％為理想、73～91mass％較為理想、73.5～89mass％更為理想、75～84mass％為最適宜)構成，並滿足下述(1)～(6)條件的切削性、強度、耐磨性以及耐蝕性卓越的銅合金鑄件(以下簡稱為[第3銅合金鑄件])。該第3銅合金鑄件除滿足上述條件外，最好應滿足下述的(7)～(13)的條件。
本發明的第4提案為，除第3銅合金鑄件的構成元素外還含有從Al、Mn及Mg中選擇的一種以上的元素的銅合金鑄件，即，包含Sn0.5～15mass％(2～10mass％為理想、3～8mass％更為理想、4～7.5mass％為最適宜)、Zr0.001～0.049mass％(0.004～0.039mass％為理想、0.006～0.029mass％較為理想、0.008～0.024mass％為最適宜)、P0.01～0.35mass％(0.02～0.19mass％為理想、0.03～0.15mass％更為理想、0.035～0.12mass％為最適宜)、從Pb0.01～15mass％(0.45～12mass％為理想、1～10mass％更為理想、2～6mass％為最適宜)、Bi0.01～15mass％(0.45～12mass％為理想、0.6～10mass％更為理想、1～4mass％為最適宜)、Se0.01～1.2mass％(0.07～1mass％為理想、0.1～0.8mass％更為理想、0.2～0.7mass％為最適宜)、及Te0.05～1.2mass％(0.07～1mass％為理想、0.1～0.8mass％更為理想、0.2～0.7mass％更為理想)中選擇的一種以上的元素、Zn18mass％以下(0.01～17.5mass％為理想、3～17mass％更為理想、5～16mass％為最適宜)、從Al0.005～0.5mass％(0.005～0.2mass％為理想、0.01～0.1mass％更為理想)、Mn0.01～0.5mass％(0.03～0.3mass％為理想、0.05～0.2mass％更為理想)、Mg0.001～0.2mass％(0.002～0.15mass％為理想、0.005～0.1mass％更為理想)中選擇的一種以上的元素、和為剩餘部分的Cu73mass％以上(73～92mass％為理想、73～91mass％較為理想、73.5～89mass％更為理想、75～84mass％為最適宜)，並滿足下述(1)～(6)條件的切削性、強度、耐磨性以及耐蝕性卓越的銅合金鑄件(以下簡稱為[第4銅合金鑄件])。該第4銅合金鑄件除滿足上述條件外，最好應滿足下述的(7)～(13)的條件。
本發明的第5提案為，除第3銅合金鑄件的構成元素外還含有As以及/或Sb的元素的銅合金鑄件，即，包含Sn0.5～15mass％(2～10mass％為理想、3～8mass％更為理想、4～7.5mass％為最適宜)、Zr0.001～0.049mass％(0.004～0.039mass％為理想、0.006～0.029mass％較為理想、0.008～0.024mass％為最適宜)、P0.01～0.35mass％(0.02～0.19mass％為理想、0.03～0.15mass％更為理想、0.035～0.12mass％為最適宜)、從Pb0.01～15mass％(0.45～12mass％為理想、1～10mass％更為理想、2～6mass％為最適宜)、Bi0.01～15mass％(0.45～12mass％為理想、0.6～10mass％更為理想、1～4mass％為最適宜)、Se0.01～1.2mass％(0.07～1mass％為理想、0.1～0.8mass％更為理想、0.2～0.7mass％為最適宜)、及Te0.05～1.2mass％(0.07～1mass％為理想、0.1～0.8mass％更為理想、0.2～0.7mass％更為理想)中選擇的一種以上的元素、Zn18mass％以下(0.01～17.5mass％為理想、3～17mass％更為理想、5～16mass％為最適宜)、As0.02～0.2mass％(0.04～0.12mass％為理想)以及/或Sb0.02～0.2mass％(0.04～0.12mass％為理想)、為剩餘部分的Cu73mass％以上(73～92mass％為理想、73～91mass％較為理想、73.5～89mass％更為理想、75～84mass％為最適宜)，並滿足下述(1)～(6)條件的切削性、強度、耐磨性以及耐蝕性卓越的銅合金鑄件(以下簡稱為[第5銅合金鑄件])。該第5銅合金鑄件除滿足上述條件外，最好應滿足下述的(7)～(13)的條件。
本發明的第6提案為，除第3銅合金鑄件的構成元素外還含有從Al、Mn及Mg中選擇的一種以上的元素和As以及/或Sb的元素的銅合金鑄件，即，包含Sn0.5～15mass％(2～10mass％為理想、3～8mass％更為理想、4～7.5mass％為最適宜)、Zr0.001～0.049mass％(0.004～0.039mass％為理想、0.006～0.029mass％較為理想、0.008～0.024mass％為最適宜)、P0.01～0.35mass％(0.02～0.19mass％為理想、0.03～0.15mass％更為理想、0.035～0.12mass％為最適宜)、從Pb0.01～15mass％(0.45～12mass％為理想、1～10mass％更為理想、2～6mass％為最適宜)、Bi0.01～15mass％(0.45～12mass％為理想、0.6～10mass％更為理想、1～4mass％為最適宜)、Se0.01～1.2mass％(0.07～1mass％為理想、0.1～0.8mass％更為理想、0.2～0.7mass％為最適宜)、及Te0.05～1.2mass％(0.07～1mass％為理想、0.1～0.8mass％更為理想、0.2～0.7mass％更為理想)中選擇的一種以上的元素、Zn18mass％以下(0.01～17.5mass％為理想、3～17mass％更為理想、5～16mass％為最適宜)、從Al0.005～0.5mass％(0.005～0.2mass％為理想、0.01～0.1mass％更為理想)、Mn0.01～0.5mass％(0.03～0.3mass％為理想、0.05～0.2mass％更為理想)、Mg0.001～0.2mass％(0.002～0.15mass％為理想、0.005～0.1mass％更為理想)中選擇的一種以上的元素、As0.02～0.2mass％(0.04～0.12mass％為理想)以及/或Sb0.02～0.2mass％(0.04～0.12mass％為理想)、為剩餘部分的Cu73mass％以上(73～92mass％為理想、73～91mass％較為理想、73.5～89mass％更為理想、75～84mass％為最適宜)，並滿足下述(1)～(6)條件的切削性、強度、耐磨性以及耐蝕性卓越的銅合金鑄件(以下簡稱為[第6銅合金鑄件])。該第6銅合金鑄件除滿足上述條件外，最好應滿足下述的(7)～(13)的條件。
另外，在以下的說明中，[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為理想、f1＝1.1～15更為理想、f1＝1.5～10為最適宜)。
(2)f2＝([Zn]+3[Sn])/[Zr]＝300～15000(f2＝500～7000為理想、f2＝800～4000更為理想、f2＝1100～3000為最適宜)。另外，第1及第2銅合金鑄件中，[Zn]＝0、f2＝3[Sn]/[Zr]。
(3)f3＝([Zn]+3[Sn])/[P]＝40～2500(f3＝100～1600為理想、f3＝150～1200更為理想、f3＝220～800為最適宜)。另外，第1及第2銅合金鑄件中，[Zn]＝0、f3＝3[Sn]/[P]。
(4)α相、γ相及δ相的合計含量為95％以上(99％為理想)。各相的面積率是通過圖像分析進行測定的，具體地將通過光學顯微鏡200倍放大的銅合金鑄件組織以圖像處理軟體[WinROOF](TECH-JAM株式會社)進行二元體系表述，並且面積率是在三個視場測定的面積率的平均值。
(5)在熔融固化時的宏觀組織中的平均粒徑為300μm以下(200μm以下為理想、100μm以下更為理想)(微觀組織中60μm以下)。其中，在熔融固化時的宏觀組織(或微觀組織)中的平均粒徑，是指在通過鑄件(包括利用金屬型鑄造、砂型鑄造、臥式連續鑄造、上鑄(上引鑄造)、半固態金屬鑄造、半固態金屬鍛造、熔融鍛造等以往公知的各種鑄造法的鑄件)、焊接件或熔化件，在熔融固化後一概不進行變形加工(擠壓及滾軋等)或加熱處理的狀態下，宏觀組織(或微觀組織)中的粒徑的平均值。而且，本說明書所引用的「鑄件」的用語意味著完全或部分熔融後凝固的物質，包括諸如滾軋或擠壓用鋼錠、扁坯、鋼坯的鑄件，砂型鑄件、金屬型鑄件、低壓鑄造鑄件、壓鑄件、蠟模鑄件、半固態金屬鑄模、半固態鑄件(例如，觸融壓鑄件、流變鑄件)、壓力鑄件、離心鑄件、連續鑄造鑄件(例如，通過臥式連續鑄造、上鑄、上引鑄造製造的棒材、空心棒材、異型棒材、異型空心棒材、線圈材料、線材等)、通過熔融合金鍛造(直接鍛造)、熱噴鍍、加厚、加襯裡、覆蓋而形成的鑄件。對於焊接件，由於熔化母材的一部分，然後凝固從而連結在一起，因此廣義上應屬於鑄件的範疇。
(6)f4＝[Zn]+3[Sn]＝10～43(f4＝16～42為理想、f4＝21～40更為理想、f4＝25～38為最適宜)。
(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為理想、f5＝72.5～88更為理想、f5＝73～85為最適宜)。而且，在上述數學式中，對於未含有的元素a，[a]＝0。
(8)熔融固化時出現的初晶為α相。
(9)熔融固化時，發生包晶反應。
(10)熔融固化時，形成枝晶網被分割的晶體結構。
(11)熔融固化時的晶粒的二維形狀呈圓狀、基本上圓狀、橢圓狀、十字狀、針狀或者多角狀。
(12)α相被微細分割在基質中，且δ相、γ相或由偏析產生的Sn的高濃度部分均勻地分散於基質內。
(13)含有Pb或Bi時，Pb粒子或者Bi粒子大小均勻並且均勻地分散於基質內。
而且，在第1至第6銅合金鑄件中，Cu為構成該鑄件的銅合金的主要元素，若其含量增多，則能夠容易獲得α相、並能提高耐蝕性(耐脫鋅腐蝕性、耐應力腐蝕龜裂性)及機械特性，但是，若添加過量，則會對晶粒細化造成障礙。因此，將Cu含量作為剩餘部分。儘管與Sn(以及Zn)配合比有關，但有必要將Cu含量範圍的下限值確定以更加確保耐蝕性和耐衝蝕性為理想，其上限值也以更加確保強度、耐磨性的範圍為理想。考慮這些問題，有必要將Cu含量控制為73mass％以上，73～92mass％為理想、73～91mass％較為理想、73.5～89mass％為更適宜、75～84mass％為最理想。在第1至第6銅合金鑄件中，主要是為提高耐蝕性而含有Sn。通過添加Sn0.5mass％以上，具有提高耐蝕性、耐衝蝕性、耐磨性、強度的效果。然而，此效果在15mass％下飽和，超過15mass％添加，反而降低延性、鑄造性，成為發生龜裂、縮孔、砂眼等鑄造缺陷的原因。並且，Sn擴大發生包晶反應(在熔融固化時細化晶粒的有效方法)的組成範圍，隨著Sn含量增加，實際生產上能夠在更廣範圍的Cu濃度產生包晶反應。考慮到這些問題，Sn的含量控制為2mass％以上為理想、3mass％以上較為理想、4mass％以上為最理想。另一方面，若含有的Sn超過15mass％，儘管與Cu、Zn的配合比有關，但是，過剩地生成(以面積率計超過20％)Sn濃度比基質(α相)高的硬質相δ相(以及γ相)，反而會降低耐蝕性。而且，儘管與Cu(第3～第6銅合金鑄件中Cu及Zn)的配合比有關，但是，若Sn濃度過高，Sn的偏析變得顯著，同時，隨著Sn添加量增大凝固溫度範圍變廣，其結果，將會引起鑄造性的降低。考慮到這些問題，為了使δ相(以及γ相)的含量恰當，有必要將Sn含量控制在0.5～15mass％，2～10mass％較為理想、3～8mass％更為理想、4～7.5mass％為最理想。從而δ相(以及γ相)的生成量落入恰當範圍(以面積率計20％以下)。
第1至第6銅合金中，Zr及P是，以銅合金晶粒的細化、尤其熔融固化時晶粒的細化為目的而共同添加的元素。即，單獨的Zr及P元素，與所添加的其他一般元素同樣，對銅合金晶粒的細化的作用極小，但在共存的狀態下，對晶粒的細化發揮極為有效的功能。
對於Zr而言，其含量在0.001mass％以上時發揮這樣的晶粒的細化功能，在0.004mass％以上時顯著地發揮，在0.006mass％以上時更顯著地發揮，在0.008mass％以上時極其顯著地發揮。對於P而言，其含量在0.01mass％以上時發揮這樣的晶粒的細化作用，在0.02mass％以上時顯著地發揮，在0.03mass％以上時更顯著地發揮，在0.035mass％以上時極其顯著地發揮。
另一方面，Zr的添加量達到0.049mass％，並且P的添加量也達到0.35mass％時，與其他構成元素的種類、含量無關地，因Zr及P的共同添加而帶來的晶粒的細化功能會完全地飽和。因此，有必要將有效發揮晶粒細化功能所必需的Zr及P的添加量規定為，Zr為0.049mass％以下，P為0.35mass％以下。而且，Zr及P，只要其添加量為在上述的範圍內設定的微量，則不會對由其他構成元素髮揮出的合金特性造成障礙，反而，通過晶粒的微細化，將偏析的高Sn濃度部分在基質內均勻地進行分布，而不是在某些區域富集。同時，也可以使熔融合金處於Pb、Bi等未固溶的切削性改善元素髮揮最大優勢的狀態(Pb、Bi等粒子具有微細且大小均勻的粒徑且均勻地分散於基質內)。其結果不僅能夠防止鑄造龜裂，可得到砂眼、縮孔、氣孔、顯微疏鬆較少的堅固鑄件，而且可以提高鑄造後進行的冷拉伸的加工性能，進一步地提高該合金的特性。
另外，Zr是與氧的親和力非常強的元素，因此在大氣中熔融Zr或把切屑作為原料使用時，易於生成Zr的氧化物或硫化物，添加過量的Zr時，熔融金屬的粘度將增大，因而鑄件中混入氧化物、硫化物夾雜物等而產生鑄造缺陷，易於產生氣孔或顯微疏鬆。儘管為避免這種現象，可在真空或完全為惰性氣體的環境下進行熔化和鑄造，但這種方法存在無通用性，對於將Zr專門作為細化元素而添加的銅合金，其成本大幅度增加。考慮到相關的問題，為避免生成氧化物、硫化物，Zr的添加量最好控制在0.039mass％以下，0.029mass％以下更為理想、0.024mass％以下為最適宜。而且，如果將Zr的含量控制在此範圍，即使把該鑄件作為再利用材料在大氣中熔化時，Zr的氧化物及硫化物的生成量也會減少，因而能夠再度得到由微細晶粒構成的第1至第8銅合金的堅固鑄件。另外，即使添加超過0.029mass％的Zr，晶粒也不必然會更細化，超過0.039mass％添加，晶粒的細化效果達到幾乎飽和。
從這一點，考慮到工業上添加微量的Zr，有必要將Zr的添加量控制在0.001～0.049mass％，0.0004～0.039mass％為理想、0.006～0.029mass％更為理想、0.008～0.024mass％為最適宜。
並且，如上述，P通過與Zr共同添加而發揮晶粒的細化功能，但同時對耐蝕性、鑄造性等帶來影響。因而，除通過與Zr共同添加而發揮的晶粒的細化功能外，再考慮到P添加量範圍的下限值對耐蝕性、鑄造性等帶來的影響，上限值對延性等帶來的影響，有必要將P的添加量控制在0.01～0.35mass％，0.02～0.19mass％為理想、0.03～0.15mass％較為理想、0.35～0.12mass％為最適宜。
因此，只通過在上述的範圍內各自確定Zr及P的含量，無法發揮通過共同添加Zr及P而產生的晶粒的細化效果，兩者的含量需要滿足條件(1)。儘管晶粒的細化可通過從熔融液晶析的α相初晶的成核速度遠遠超出枝晶的成長速度而予以實現，但為了使相關的現象發生，只通過各自確定Zr及P的添加量的方法不夠充分，有必要考慮共添加比例(f1＝[P]/[Zr])。通過把Zr、P的含量控制在適宜範圍內的適宜共添加比例，就可通過Zr、P的共同添加和相互作用，能夠顯著地促進α相初晶的成核，其結果，該α相的成核速度遠遠超出枝晶的生長速度。當Zr及P的含量在適宜範圍內且共添加比例([P]/[Zr])為化學計量比時，通過添加數十ppm程度的微量Zr，可在α相晶體中生成Zr、P的金屬間化合物(例如，ZrP、ZrP1-x)，該α相的成核速度因[P]/[Zr]的值f1為0.5～100而提高，其程度因f1＝0.7～25而進一步提高，因f1＝1.1～15而明顯地提高，因f1＝1.5～10而更加顯著提高。即，Zr及P的共同添加比例f1為進行晶粒細化的重要因素，f1在上述的範圍內時，熔融固化時的成核速度將明顯地超出晶粒生長速度。而且對於晶粒細化，考慮Zr、P和Sn(含有Zn時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，並需要滿足(2)(3)的條件。
另外，隨著熔融固化的進行和固相的比例逐漸增大，晶粒持續生長，部分晶粒開始融合，因而通常α相的晶粒變大。其中，如果熔融物質固化的過程中發生包晶反應，則未固化的殘留熔融液和固相α相進行固液反應，因而固相的α相被消耗的同時生成β相。其結果，α相被β相包圍，α相晶粒自身的大小也隨之變小，且其形狀也變成不帶角的橢圓狀。固相一旦變成如此微細的橢圓狀，氣體會容易漏掉，獲得的鑄件具有對熔融合金固化時伴隨凝固收縮產生的龜裂的耐性，順利地收縮，提高常溫下的強度、耐蝕性等的諸特性。不用說，若固相為微細的橢圓狀，則具有良好的流動性且適於半固體金屬凝固法。另外，若在凝固的最終階段在熔融合金中殘留微細橢圓狀的固相和熔融液，則即使對於複雜形狀的鑄型，熔融合金也會被充分地供給到模具的各個角落，因而得到具有良好形狀的鑄件，即，近淨成形鑄件。而且，不同於平衡狀態，實際生產過程中的包晶反應一般在比平衡狀態更寬的組成範圍內發生。其中，關係式f4、f5起重要的作用，f5的上限值(f4的下限值)主要與熔融固化後晶粒的大小和確定包晶反應是否發生的標準相關。F5的下限值(f4的上限值)主要與熔融固化後的結晶大小和確定初晶是否為α相的臨界值相關。若f4、f5的值取上述的理想範圍、更理想的範圍、最適宜範圍的值，α相初晶的量隨之增多，產生的非平衡狀態下的包晶反應更加活躍起來，結果常溫下所能夠得到的晶粒的大小變得更小。f2、f3表示的是f4和Zr、f4和P之間的關係，因此f2和f3也非常重要。
這一系列的熔融固化現象，理所當然取決於冷卻速度。即，在冷卻速度為105℃/秒以上進行的急速冷卻中，沒有時間進行結晶的成核，因而存在晶粒無法進行細化的問題。相反地，冷卻速度為10-3℃度/秒以下進行的緩慢的冷卻中，會促進晶粒成長或晶粒融合，因而存在晶粒無法進行細化的問題。另外，由於接近於平衡狀態，所以發生包晶反應的組成範圍也變小。因而。熔融固化階段的理想的冷卻速度應為10-2～104℃/秒的範圍，最佳範圍應為10-1～103℃/秒。即使在這些冷卻速度的範圍內，冷卻速度越接近上限，晶粒細化的組成範圍隨之變寬，晶粒也越來越細化。
第1至第6銅合金鑄件中，單獨的Sn對細化效果帶來的影響極少，但在Zr及P的存在下發揮顯著地細化功能。Sn提高機械特性(強度等)、耐蝕性、耐磨性，還具有能夠分割枝晶臂，擴大發生包晶反應的Cu或Zn的組成範圍因而更有效地進行包晶反應的功能，而且能夠減少合金的堆垛層錯能，其結果能夠更有效地實現晶粒的粒化及細化。這些功能在Zr及P的存在下發揮尤其顯著的作用。而且，由Sn的添加而生成的δ相及γ相(主要是δ相)抑制熔融固化後的晶粒的成長，幫助晶粒的細化。δ相(及γ相)是Sn的高濃度部分變化而成的，但是在熔融固化階段中Sn的高濃度部分處於均勻且微細地分散的狀態，因此生成的δ相(及γ相)也是微細的分散狀態，因此抑制固化之後的在高溫區上的α-相晶粒的成長。而且，δ相(及γ相)是處於微細的分散狀態，因此耐蝕性、耐磨性也是良好。因此，為由Zr及P的共同添加有效發揮晶粒的細化功能，有必要考慮Zr及P的含量之間的關係及所述含量(Zr及P的含量)與Sn(以及Zn)的含量的關係，規定Zr及P的含量，並除滿足(1)之外，有必要滿足(2)(3)的條件。即，為由Zr及P的共同添加有效發揮晶粒的細化功能，除上述Zr及P的含量之間的關係之外，Zn和Sn與Zn的含量比例f2(＝([Zn]+3[Sn])/[Zr])及P和Sn與Zn的含量比例f3(＝([Zn]+3[Sn])/[P])也為重要要素，因此要求f1＝0.5～100、f2＝300～15000及f3＝40～2500。這種由Zr和P的共同添加造成的晶粒的細化度，在f1＝0.7～25、f2＝500～7000及f3＝100～1600時增大，在f1＝1.1～15、f2＝800～4000及f3＝150～1200時進一步增大，在f1＝1.5～10、f2＝1100～3000及f3＝220～800時極為增大。
類似於Sn，第3～第6銅合金鑄件中所含有的Zn，在合金的熔融固化時發生使晶粒細化的有力手段的包晶反應，減少合金的堆垛層錯能，增0強熔融合金的流動性並降低熔點，同時提高耐蝕性及機械性能(拉伸強度、試驗應力、衝擊強度、耐磨性以及疲勞強度等)。另外，Zn在熔融固化時促進晶粒細化並且防止Zr的氧化損失。然而，若大量添加Zn，熔融固化時的初晶成為β相，因此，難以達成(8)～(13)的條件。考慮到這些問題，有必要將Zn的含量控制在18mass％以下，0.01～17.5mass％為理想、3～17mass％較為理想、5～16mass％為最適宜。
第1至第6銅合金鑄件中，如公所周知，Pb、Bi、Se、Te不僅提高切削性，也可以提高軸承等的摩擦配合部件與配合部件之間的摩合性及滑動性，即發揮卓越的耐磨性。尤其，這些功能，通過滿足(13)的條件，即，Pb等粒子微細且大小均勻並且通過晶粒細化均勻地分散在基質內，可更為有效地發揮。這種效果，通過將Pb、Bi、Se、Te每種元素的含量規定在上述的範圍而發揮。一般，單獨添加Pb、Bi、Se、Te或以Pb及Te、Bi及Se或Bi及Te中的任一組合共同添加。若超過15mass％添加Pb或Bi，在切削表面出現壞影響，並大大損壞延性，進一步損壞衝擊特性和機械強度。
然而，Pb、Bi在常溫下不固溶，其不僅以Pb粒子或Bi粒子的形式存在，在熔融固化階段的熔融狀態下也以粒子狀分散並存在於固相之間，這些Pb、Bi粒子的數目越多則在熔融固化階段越容易產生龜裂(由凝固收縮產生的拉伸應力所引起)。而且，Pb、Bi粒子在固化後也是以熔融狀態主要存在於晶界，因此，這些粒子一多起來，就容易產生高溫龜裂。解決相關問題的有效的方法是，通過將晶粒進行細化以釋放應力(以及增大晶界面積)，並進一步減小Pb、Bi粒子的大小且均勻地予以分布。Pb、Bi除對切削性以外，如上述對銅合金的特性也產生壞的影響，對於常溫下的延性，也因應力集中於Pb、Bi粒子而造成損害(晶粒大時，延性受到協同性的破壞是眾所周知的)。應了解通過晶粒的細化能夠解決這些問題。
第2、第5、第6銅合金鑄件中，添加As及/或Sb的主要目的在於提高耐蝕性(尤其，耐脫鋅腐蝕性)。通過添加0.02mass％以上的Sb或As，提高耐海水性或耐蝕性，然而，為了顯著發揮相關耐蝕性提高效果，添加0.04mass％以上為理想。另一方面，即使Sb或As的添加量超過0.2mass％，也不可能得出其添加量對應的效果，反而會降低延性，並且產生對人體有危害的有毒性問題。從這些問題出發，Sb或As的添加量應控制在0.2mass％以下，0.12mass％以下更為理想。
對第4及第6銅合金鑄件，添加Al、Mn、Mg的主要目的在於提高強度、熔融合金流動性、防止氧化和硫化、在高流速下的耐衝蝕性及耐磨性。並且，Al在鑄件表面形成強固的Al-Sn的耐蝕性薄膜，而提高耐磨性。而且，存在Mn也在與Sn之間生成耐蝕性薄膜的效果。但是，部分的銅合金原料中一般使用廢料(廢棄傳熱管等)，且相關的廢料中多半是含有S成分(硫磺成分)。但，若在熔融合金中含有S成分，則晶粒細化元素Zr形成硫化物，便會降低根據Zr的有效的晶粒組織細化功能，並且導致熔融合金流動性的降低，易產生氣孔或龜裂等鑄造缺陷。Mg除具有提高耐蝕性的功能以外，即使將含有這種S成分的廢料作為合金原料使用時，也具有提高鑄造時的熔融合金流動性的功能。而且，Mg以無害的MgS形式除掉S成分，即使該MgS成分殘留在合金中也不會對耐蝕性造成影響，並有效地防止因原料中含有S成分而造成的耐蝕性降低。而且，在原料中含有S成分時，S容易存在於結晶晶界並引起晶界腐蝕，但通過添加Mg，能夠有效地防止晶界腐蝕。而且，Al和Mn雖然不如Mg，但也具有除去包括在熔融合金裡的S成分的作用。若熔融合金中的氧含量大，Zr就會形成氧化物，導致喪失晶粒的組織細化功能，但，Mg、Al、Mn發揮防止形成這種Zr氧化物的效果。另外，即便因熔融合金中的S濃度增大而存在Zr被S消耗掉的隱患，在加入Zr之前，使熔融合金中的Mg含量達到0.001mass％以上，則熔融合金中的S成分以MgS形式被除掉或固定下來，因而不會發生相關的問題。但，如果超過0.2mass％過量添加Mg，則與Zr同樣被氧化、提高熔融合金的粘性、導致由於氧化物的混入等而產生的鑄造缺陷。因此，添加Mg時，需要考慮這些問題，以上述範圍作為其添加量。
第1至第6銅合金鑄件為了確保充分的耐蝕性、耐磨性、強度等，要求每個銅合金鑄件具有上述的合金成分，且應滿足(4)的條件。即，第1至第6銅合金鑄件應滿足α相、γ相及δ相(主要α相及δ相)的合計含量佔95％以上(99％以上為理想)的相組織(金屬組織)。但是，如果δ相(γ相)的含量為過量，產生相的選擇腐蝕而降低耐蝕性。而且，雖然δ相、γ相具有提高耐磨性及耐衝蝕性的作用，但另一方面，δ相、γ相的存在成為降低延性的原因。因此，不降低耐蝕性的同時為了具有較好的強度、耐磨性及延性，最好是將在上述相組織中的δ相及γ相的合計含量以面積率計控制在0～20％(0～10％為理想，0～5％為更理想)為理想。若通過共同添加Zr和P使晶粒細化，δ相、γ相必然被分割且球狀化，而且使δ相、γ相能夠均勻地分布在基質內，從而可大幅度地提高切削性、機械特性及耐磨性(滑動性)。尤其，如(13)所述，通過Pb粒子等形成為大小均勻而均勻地分散於基質內，而可以謀求切削性(以及滑動性)的大幅度提高。
為了使第1至第6銅合金鑄件形成上述相組織並滿足(5)的條件，應考慮與Cu及其他添加元素之間的關係而進行調整Sn的含量。即，更有效地實現晶粒的細化，除了滿足(1)～(3)的條件之外，應要滿足(6)、(7)的條件而規定Sn等的含量為理想。為了確保更卓越的耐蝕性(耐衝蝕侵蝕性)及耐磨性，在與主要元素之一的Cu和涉及的其它元素的含量關係中，如上所述設定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，考慮到δ相、γ相對於延伸性、耐蝕性及鑄造性的影響，應控制f4的上限值或f5的下限值，且設定為如上述所述為佳。確保這些特性，Sn濃度按Cu的濃度而變。
第1至第6銅合金鑄件中，通過共同添加Zr及P實現晶粒的細化，並通過滿足(5)的條件，即通過將熔融固化時的宏觀組織上的平均粒徑控制在300μm以下(200μm以下為理想，100μm以下為更理想，微觀組織中60μm以下)，能夠得到高質量的鑄件，能夠提供利用臥式連續鑄造、上鑄(上引鑄造)等連續鑄造的鑄件並予以實用。晶粒未細化時，為消除鑄件所特有的枝晶組織、防止Sn的偏析和δ相、γ相的分割球狀化等，則需要經過數次的熱處理過程。而且因晶粒的粗大化而導致表面狀態的惡化，但晶粒如上述已被細化時，Sn偏析也只不過是微觀上的現象，因而沒有必要進行熱處理，表面也處於良好的狀態。而且，析出δ相、γ相時，這些存在於晶界，晶粒越微小且均勻地分散，則其相長度變得越短，因此，要麼沒有必要進行為分割δ相、γ相的特別的處理工序，要麼即使有必要也能夠最大限度地減少該處理工序。如此，通過大幅度削減製造過程的工序數目，能夠儘可能地減少製造成本。而且，通過滿足(5)的條件，可獲得銅合金的卓越的特性，而不引發如下的問題，即，含有大量的屬低熔點金屬的Sn的δ相的大小不齊或δ相的分布不均勻時，由於與基質的α相的強度差而容易產生龜裂，並有損於延性。另外，相較大時，Pb或Bi的粒子原本存在於α相與其它相之間的邊界或晶界，因而相較大時易於產生凝固龜裂。
而且，δ相、γ相或Pb、Bi粒子均勻地分布且這些相或粒子的長度和大小越小，冷加工性理所當然會提高，因此，第1至第6銅合金鑄件，還可以適當地使用於需要填隙加工的用途(例如，在設置工事時對軟管螺紋接套實施填隙加工)。
然而，添加5mass％以上的多量Sn，一般期待耐蝕性等大幅度提高，但是，另一方面，發生Sn的顯著偏析，容易引起熔融固化時的龜裂、縮孔、氣孔或顯微疏鬆。但在熔融固化時晶粒已被細化，可以不發生這種問題、並由Sn的大量添加而進一步提高耐海水性、耐衝蝕侵蝕性等。而且，Zr、P的共同添加專門以晶粒細化為目的進行的，而不是阻礙銅合金鑄件原來的特性。而且，根據由Zr、P的共同添加而晶粒細化，確保銅合金鑄件具有與除不作為晶粒細化元素而含有Zr及P這點之外，形成同種組成的銅合金鑄件所具有的特性同等或其以上的特性。為了將熔融固化時的平均粒徑形成為如上述微小，有必要將Zr等的含量規定為滿足(1)～(4)的條件，且將Sn等的含量規定為第1～第6銅合金鑄件滿足(7)的條件，第3～第6銅合金鑄件滿足(6)的條件。
第1～第6銅合金的鑄件中，儘管原材料中有時會使用廢料，但使用廢料時，實用上允許含有不可避免地不純物。但，廢料為鍍鎳材料等的情況下，作為不可避免不純物含有Fe及/或Ni時，就有必要限制這些含量。即，一旦這些不純物的含量增加，對晶粒的細化作用有用的Zr及P就會被Fe及/或Ni所消耗掉，發生阻礙晶粒的細化作用的不良現象。因此，當含有Fe及Ni中的任一時，限制Fe及Ni的含量在不阻礙晶粒細化的範圍內為理想，具體地，該含量應被限制為0.3mass％以下(0.2mass％以下為理想、0.1mass％以下更為理想、0.05mass％以下為最適合)。當同時含有Fe及Ni時，Fe及Ni的合計含量應被限制為0.25mass％以下為理想(0.25mass％以下為理想，0.13mass％以下更為理想，0.08mass％以下最佳)。
第1～第6銅合金的鑄件(尤其，第3～第6銅合金鑄件)，如上所示，通過晶粒的細化及Pb粒子等的均勻分散化，切削性、強度、耐磨性(含滑動性)及耐蝕性極為卓越，能夠應用於經常或臨時地與水等接觸的狀態下使用的觸水金屬零件(例如，供水管道的水龍頭、供排水器具類、閥門、連接件、軸杆、鍋爐零件等)或在與配合部件經常或臨時接觸的狀態下相對運動的摩擦配合部件(例如，軸承、齒輪、氣缸、軸承等)等或作為這些的構成材有效被利用。
本發明提出切削性、強度、耐磨性及耐蝕性卓越的銅合金鑄件的鑄造方法，其特徵在於，在鑄造上述第1～第6銅合金的鑄件時，通過剛好在進行澆鑄之前或原料熔化的最終階段，以銅合金中含有的形式添加Zr，使得進行鑄造時不以氧化物及/或硫化物的形式添加Zr。作為含有Zr的上述銅合金，以Cu-Zr合金或Cu-Zn-Zr合金或以這些合金作為基材合金，進一步含有從P、Mg、Al、Sn、Mn及B中選擇的一種以上元素為佳。
即，在第1～第6銅合金鑄件的鑄造工序中，通過剛好在澆鑄之前以粒狀物、薄板狀物、棒狀物或線狀物的形狀的中間銅合金的形式，添加Zr，儘可能地減少添加Zr時的損失，且避免發生因鑄造時以氧化物及/或硫化物的形式添加Zr而不能確保發揮晶粒細化效果所必需且充分的Zr量的問題。並且，如此在澆鑄之前添加Zr時，因Zr的熔點比該銅合金的熔點高出800～1000℃，因此最好使用具有粒狀物(粒徑2～50mm左右)、薄板狀物(厚度1～10mm左右)、棒狀物(直徑2～50mm左右)或作為線狀物形狀的中間合金，且是接近於該銅合金的熔點且含有很多必需成分的低熔點合金(例如含有0.5～65mass％Zr的Cu-Zr合金或Cu-Zn-Zr合金或以這些的合金作為基材合金，進一步含有從P、Mg、Al、Sn、Mn及B中選擇的一種以上元素(各元素的含量0.1～5mass％)的合金。尤其，為了降低熔點易於熔化的同時避免Zr的損失，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合金為理想)的形式使用中間合金。Zr也與共同添加的P的配合比有關，儘管Zr是障礙作為銅合金的本質性特徵的電、熱傳導性的元素，但不作為氧化物、硫化物形式的Zr量為0.045mass％以下(尤其是0.024mass％以下)時，幾乎不會因添加Zr而導致電、熱傳導性的降低，即使電、熱傳導性降低，其降低率與不添加Zr時相比極小。
另外，為得到滿足條件(5)的第1～第6銅合金鑄件，應適當地調整鑄造條件、尤其是澆鑄溫度及冷卻速度。即，對於澆鑄溫度，設定為相對於該銅合金的液相線溫度高出20～250℃(25～150℃更為理想)的溫度。即，澆鑄溫度的範圍應是，(液相線溫度+20℃)≤澆鑄溫度≤(液相線溫度+250℃)為理想、(液相線溫度+25℃)≤澆鑄溫度≤(液相線溫度+150℃)更為理想。一般情況下，澆鑄溫度為1250℃以下，1200℃以下為理想、1150℃以下更為理想。只要熔融合金能夠填充到鑄模的每個角落，就不必特別地限制澆鑄溫度的下限。但，澆鑄溫度越低，則越傾向於進行晶粒的細化。而且，這些溫度條件因合金的配合量而異是眾所周知的道理。
本發明的銅合金鑄件，因在熔融固化階段晶粒細化，因此，可耐於凝固時的收縮，從而可以儘可能地減少龜裂等缺陷的產生。而且，至於凝固過程中產生的孔穴、疏鬆，由於氣體可輕易地向外部排除，因而可得到沒有鑄造缺陷等的(無疏鬆等鑄造缺陷，不形成枝晶臂，因而表面光滑且儘可能地減小縮孔深度)堅固的鑄件。
而且，本發明銅合金鑄件在凝固過程中析出的枝晶組織不是鑄造組織所特有的典型的樹枝形狀，而是枝臂被分割的形狀，呈圓形、橢圓形、多角形、十字形的形狀。因此，提高熔融合金的流動性，而且即使使用薄壁複雜形狀的鑄模時，熔融合金也能夠填充到各個角落。
本發明的銅合金鑄件，能夠通過晶粒的細化、α相以外的相(因Sn生成的δ相、γ相)或Sn偏析等的均勻分散化及Pb粒子等的均勻分散化，大幅地提高藉助構成元素髮揮的切削性、強度、耐磨性(滑動性)及耐蝕性，因而能夠應用於經常或臨時地與水(自來水等)接觸的狀態下使用的觸水金屬零件(例如，供水管道的水龍頭、閥門、旋塞類、接頭、法蘭類、住宅設備機器、排水器具類、連接件、鍋爐零件等)或與配合部件(旋轉軸等)經常或臨時接觸的狀態下相對運動的摩擦配合部件(例如，軸承、齒輪、氣缸、滾動軸承保持架、葉輪、泵類零件、軸承等)或作為這些的構成材。
另外，根據本發明的方法，不會出現因Zr以氧化物及/或硫化物的形式被添加而引起的不良現象，通過Zr及P的共同添加來實現晶粒的細化，因而能夠有效、良好地鑄造出上述銅合金鑄件。


圖1是實施例鑄件No.18的侵蝕面(橫截面)照片，(A)表示宏觀組織、(B)表示微觀組織。
圖2是比較例鑄件No.102的侵蝕面(橫截面)照片，(A)表示宏觀組織、(B)表示微觀組織。
圖3是實施例鑄件No.18的侵蝕面(橫截面)的X線顯微分析儀照片，(A)表示成分圖、(B)表示Sn的分布、(C)表示Pb的分布。
圖4是比較例鑄件No.102的侵蝕面(橫截面)的X線顯微分析儀照片，(A)表示成分圖、(B)表示Sn的分布、(C)表示Pb的分布。
圖5是表示Tatur收縮試驗結果的橫截面視圖，(A)表示[良好]的試驗結果、(B)表示[稍差]的試驗結果、(C)表示[不良]的試驗結果。
圖6是表示鑄造龜裂試驗的試樣鑄造狀態的垂直剖面正視圖。
圖7是表示鑄造龜裂試驗中鑄造出的試樣的正面圖，(A)表示沒有產生龜裂時的狀態、(B)是產生細微的龜裂時的狀態、(C)是生成顯著的龜裂時的狀態。
圖8是表示在切削試驗中生成的切屑的形態的透視圖。
具體實施例方式
作為實施例，將表1至表3所示的合金材料，用電爐熔化後，通過向預熱至200℃的鐵製鑄造模中澆鑄每種熔融合金而獲得圓柱狀(直徑40mm、長度280mm)的鑄件(以下稱「實施例鑄件」)No.1～No.75。此時，對相當於第1及第2銅合金鑄件的No.1～No.7，Zr是粒狀的(邊長為數毫米的立方體)Cu-Zr合金，而且，剛好澆鑄之前添加於熔融合金中，而對相當於第3至第6銅合金鑄件的No.8～No.75，Zr是粒狀的(邊長為數毫米的立方體)Cu-Zn-Zr合金，而且，剛好澆鑄之前添加於熔融合金中，從而防止了Zr以氧化物及/或硫化物的形態被添加的情況。而且，澆鑄溫度設定為比每種銅合金的液相線溫度高出100℃。
比較例而言，將表4所示的銅合金材料，用電爐熔化後，通過與實施例同樣的條件預熱至200℃的鐵製鑄造模中澆鑄該熔融合金而獲得圓柱狀(直徑40mm、長度280mm)的鑄件(以下稱「比較例鑄件」)No.101～No.117。
而且，從每個實施例鑄件及每個比較例鑄件中選取JIS Z 2201中規定的10號試驗片，對此試驗片，通過阿姆斯勒(AMSLER)萬能材料試驗機進行拉伸試驗，測量拉伸強度(N/mm2)、0.2％試驗應力(N/mm2)、延伸率(％)以及疲勞強度(N/mm2)。其結果，如表5至表8所示。
另外，為了確認實施例鑄件及比較例鑄件的耐磨性(滑動性)，進行了以下的磨耗試驗。
首先，從每個實施例鑄件及每個比較例鑄件中選取試驗材料，通過對其進行切削加工及開孔加工等，獲得了外徑32mm、厚度(軸線方向長度)10mm的環狀試驗片。其次，將該試驗片嵌合固定在旋轉軸上，同時通過使環狀試驗片的外周面與SUS304制滾輪(外徑48mm)接觸而向試驗片施加10kg負荷的狀態下旋轉。然後，在試驗片的外周面，一邊滴下多效能機械油，一邊以209r.p.m.轉動旋轉軸。當試驗片的旋轉數達到10萬圈時，停止試驗片的旋轉，測量試驗片的旋轉前後的重量差，也就是，磨損減量(mg)。所涉及的磨損減量越少，說明是耐磨性越優異的銅合金。其結果，如表5至表8所示。
而且，為了確認實施例鑄件及比較例鑄件的耐蝕性，進行了如下的衝蝕試驗I至IV及在「ISO 6509」中規定的脫鋅腐蝕試驗。
即，在衝蝕試驗I至IV中，對從鑄件中選取的試驗材料，在與其軸線垂直的方向上，從口徑1.9mm的噴嘴以11m/秒的流速噴射試驗液(30℃)進行衝蝕試驗，並測量經過規定時間後的腐蝕減量(mg/cm2)。作為試驗液，在試驗I中使用了3％食鹽水、在試驗II中使用了在3％食鹽水裡混合CuCl2·2H2O(0.13g/L)的混合食鹽水、在試驗III中在次氯酸鈉溶液(NaClO)裡添加微量鹽酸(HCl)的混合液、在試驗IV中在3％食鹽水裡混合平均直徑為0.115mm的玻璃珠(5vol％)的混合鹽水。腐蝕減量，是從試驗開始前的試驗材料重量至噴射試驗液T時間之後的試驗材料重量的每1cm2的量差(mg/cm2)。噴射時間T，在試驗I至III中都是T＝96小時，試驗IV中是T＝24小時。衝蝕試驗I至IV的結果，如表5至表8所示。
而且，在「ISO 6509」的脫鋅腐蝕試驗中，將從每個實施例鑄件及每個比較例鑄件中選取的試驗材料埋在酚醛樹脂中，使暴露的試驗材料表面與膨脹方向成直角，將試料表面一直研磨至砂紙1200號。然後，在純淨水中用超聲波洗淨並乾燥。而且，將這樣獲得的腐蝕試驗材料，浸漬在1.0％的二水合氯化銅(CuCl2·2H2O)水溶液中，以75℃的溫度條件下保持24小時之後，從水溶液中取出並測量其脫鋅腐蝕深度的最大值，也就是最大脫鋅腐蝕深度(μm)。其結果，如表5至表8所示。
而且，為了確認實施例鑄件及比較例鑄件的切削性，進行了如下的切削試驗並測出了切削主分力(N)。
即，利用安裝真鋒車刀(前角-6°、刀尖R0.4mm)的車床，以100m/分的切削速度、1.5mm的切削深度、0.11mm/rev的進給速度，乾式切削鑄件的外周面，並用安裝在車刀側的三分力計測量切削力，並換算為切削主分力。其結果，如表5至表8所示。
而且，在上述切削試驗中觀察所生成的切屑形狀，按其形狀分類成7種，即(a)呈梯形或者三角形的小片狀(圖8(A))、(b)長度為25mm以下的帶狀(圖8(B))、(c)針狀(圖8(C))、(d)長度為75mm以下的帶狀(除(b))(圖8(D)、(e)三圈以下的螺旋狀(圖8(E))、(f)長度超過75mm的帶狀(圖8(F))及(g)超過三圈的螺旋狀(圖8(G))，以此判斷切削性，並表示在表6至表8中。即，切屑呈(f)和(g)的形狀時，切屑處理(切屑的回收及再利用等)成為困難，而且出現切屑纏繞在車刀上，或者損傷切削表面等問題，因此不能進行良好的切削加工。而且，切屑呈(d)和(e)的形狀時，雖然不產生如(f)和(g)的大問題，但是切屑的處理並不容易，而且進行連續切削加工等時，可能產生切屑纏繞在車刀上或切削表面損傷等問題。但是，切屑呈(a)至(c)的形狀時，不產生如上述的問題，切屑不會如(f)和(g)那樣增大，從而切屑處理也較容易。但是，對於(c)，根據切削條件的不同，容易發生切屑進入到車床等工作機械的滑動面而引起機械性故障，或者有可能刺傷操作員的手指、眼睛。因此，在判斷切削性的觀點上，可以認為(a)、(b)(尤其是(a))為最理想，其次(c)為良好，(d)、(e)在允許限度內，(f)、(g)為不合適。
從以上的各試驗結果中證實了，與比較例鑄件相比，實施例鑄件在切削性、機械特性(強度、延伸等)、耐磨性及耐蝕性各個方面均出色。而且，儘管通常認為存在根據晶粒的細化降低延伸性的問題，但是，上述的拉伸試驗證實了，本發明的銅合金鑄件中，晶粒細化不降低延伸性，反而提高延伸性。
而且，為了對實施例鑄件和比較例鑄件評價冷加工性，進行了如下的冷壓縮試驗。
即，從每個實施例鑄件和每個比較例鑄件中選取用車床切削成直徑為5mm、長度為7.5mm的圓柱狀試驗材料，並用阿姆斯勒萬能材料試驗機壓縮此試驗材料。根據與壓縮率(加工率)相關而產生的龜裂的有無來評價冷壓縮加工性。其結果，如表6至表8所示。在這些圖表中，壓縮率為35％的情況下產生龜裂的視為冷壓縮加工性差，用「×」表示。壓縮率為50％的情況下沒有產生龜裂的視為冷壓縮加工性優異，用「○」表示。而且，雖然在壓縮率為35％的情況下沒有產生龜裂，但在壓縮率為50％的情況下產生龜裂的視為具有良好的冷壓縮加工性，用「△」表示。該冷壓縮加工性可以理解為斂縫加工性，評價為「○」的，可以進行簡單且高精度的斂縫加工。評價為「△」的，可以進行一般的斂縫加工。而評價為「×」的，不可能進行適當的斂縫加工。進行冷壓縮試驗的實施例鑄件，都是「△」或「○」，從而證實了其具有優異的冷壓縮加工性，也就是斂縫加工性。
而且，對於每個實施例鑄件和每個比較例鑄件，確認熔融固化之後的常溫狀態下的金屬組織(相組織)，並根據圖像分析測定了α相、γ相及δ相的面積率(％)。即，通過將用光學顯微鏡放大200倍的鑄件組織以圖像分析軟體[WinROOF]進行二元體系表述，得出了各相的面積率。面積率的測定是在三個視場上進行，並將其平均值定為各相的相比率。其結果，如表1至4所示，且實施例鑄件均滿足(4)的條件。而且，對所有實施例鑄件，確認了鑄造過程中的熔融固化時的初晶的結果，該初晶均為α相，且滿足(8)的條件。
而且，關於每個實施例鑄件及每個比較例鑄件，測量了其熔融固化時的平均粒徑(μm)。即，切斷鑄件，用硝酸侵蝕其橫截面之後，測量了其侵蝕面上出現的微觀組織上的晶粒的平均直徑。此測量，是基於JIS H0501的用於評價可鍛銅和銅合金平均晶粒度的比較法進行的，其中用硝酸侵蝕切斷面之後，粒徑超過0.5mm的用肉眼觀察，對於0.5mm以下的，放大7.5倍後觀察，而對小於約0.1mm的，用過氧化氫和氨水的混合液侵蝕之後，用光學顯微鏡放大至75倍後觀察。其結果，如表5至表8所示，實施例鑄件均滿足(5)的條件。而且，對於雖然適當含有Zr但不含有P的比較例鑄件No.117，晶粒的細化程度為極小。從而可以看出，謀求晶粒的細化，只添加Zr是不充分的，而需要共同添加Zr、P。而且，對於實施例鑄件，也證實了滿足(10)～(13)的條件。在圖1至圖4中舉其一例。
圖1是關於實施例鑄件No.18的宏觀組織照片(A)及微觀組織照片(B)。圖2是關於比較例鑄件No.102的宏觀組織照片(A)及微觀組織照片(B)。從圖1及圖2中，清楚地了解到比較例鑄件No.102雖然不滿足(10)、(11)的條件，但是實施例鑄件No.18滿足(10)、(11)的條件。
圖3是實施例鑄件No.18的X射線顯微分析儀照片，(A)是表示成分像、(B)是表示Sn的分布情況、(C)是表示Pb的分布情況。而且，圖4是比較例鑄件No.102的X射線顯微分析儀圖像，(A)是表示成分像、(B)是表示Sn的分布情況、(C)是表示Pb的分布情況。如圖3中明確所示，實施例鑄件No.18中，Sn的高濃度部分((B)中的白色部分)及Pb粒子((C)中的白色部分)成為大小均勻的細微形狀且均勻地分散，並滿足(12)和(13)的條件。另外，比較例鑄件No.102中，如圖4所示，Sn的高濃度部分((B)中的白色部分)及Pb粒子((C)中的白色部分)的大小不均勻，其分布也不均勻，且不滿足(12)和(13)的條件。
而且，除了Zr含量低於上述適當範圍的下限值以外，比較例鑄件No.102同實施例No.18具有幾乎相同的構成。因此，從這一點，在上述條件下，共同添加適量的Zr、P，則可以有效地謀求晶粒的細化，由此可謀求Pb粒子等的細分化、分散化。而且，從對於鑄件No.18及No.102的磨損試驗的結果(磨損減量)及切削試驗的結果來看，前者具有更出色的耐磨性及切削性。從而，滿足(11)至(14)條件，對於進一步提高耐磨性(滑動性)及切削性起著重要作用。
從以上的試驗中，證實了實施例鑄件，在上述的範圍內含有各構成元素，並且通過滿足(1)～(5)(或者對相當於第3～第6銅合金鑄件的實施鑄件滿足(1)至(6)的條件)，與不滿足這些條件的至少一部分的比較例鑄件相比，大幅提高了切削性、強度、耐磨性及耐蝕性。而且，證實了在上述條件之上，通過滿足(7)～(13)的條件，能更有效提高上述特性。
而且，通過滿足(5)的條件，即，通過晶粒細化，認為也能提高鑄造性，為了確認此想法，進行了tatur試驗(tatur收縮試驗)及鑄造龜裂試驗。
即，使用鑄造實施例鑄件及比較例鑄件中使用的熔融合金(表1至表4所示的成分所構成的銅合金材料的熔融合金)進行了tatur試驗，並根據內部收縮部分的形態及其附近的疏鬆、氣孔、縮孔等缺陷的有無，評價了鑄造性。如圖5(A)所示，鑄造性的評價為如下。內部收縮部分的形態為光滑且在該最終凝固部上不產生疏鬆等缺陷的為「良」。如圖5(C)所示，內部收縮部分的形態為有顯著的凹凸不平形狀且該最凝固部上明顯產生疏鬆等缺陷的為「不良」。如圖5(B)所示，不能由「良」或「不良」評價的中間部分用「稍差」表示。其結果，如表5至表8所示。這些表中，「良」用「○」表示，「稍差」用「△」表示，且「不良」用「×」表示。對於該tatur試驗中得出的每個鑄件檢查宏觀組織上的晶粒粒徑。其結果，如表5至表8所示，對於100μm以下的用「○」表示，100μm以上300μm以下的用「△」表示，300μm以上的用「×」表示。其結果與如同上述的對於實施例鑄件及比較例鑄件測定的平均粒徑的測定結果相符。
從表5至表8所示的tatur試驗的結果，明確地證實了，對於實施例鑄件，其一小部分為「稍差」，其大部分為「良」，與大部分為「不良」的比較例鑄件相比，由於晶粒的細化，實施例鑄件的鑄造性極為出色。
而且，如圖6所示，鑄件龜裂試驗是，根據上下鑄模1、1及左右鑄模2、2鑄造出試樣3，且根據在試樣3上發生龜裂的與否判斷其鑄造性。即，試樣3是由將中間部分作為龜裂判定部31a(由在此部發生的龜裂判定鑄造性)的帶板部分31和在帶板部分兩端上所形成的三角板部分32、32構成、且兩端為箭狀。上下鑄模1、1之間形成有鑄造帶板部分31的空穴，在其內面的一部上設有絕熱材料4，並在被該絕熱材料4圍繞的空穴的特定部位上(在此固化減慢)鑄造龜裂判定部31a。由左右鑄模2、2形成在每個鑄模中鑄造三角板部分32的另兩個空穴。而且，若在這些空穴中澆鑄熔融合金，由於絕熱材料4，龜裂判定部31a的凝固比其它部分慢。因此，帶板部分31由凝固而向長度方向收縮，該收縮受到三角板部分32、32的控制，由收縮造成的應力集中在熔融合金凝固較慢的龜裂判定部31a中。從而，根據龜裂判定部31a上是否產生龜裂，可判斷出鑄造性。該龜裂試驗中，帶板部分31的長度設為L1＝200mm且龜裂判定部31a的長度設為L2＝100mm。同tatur收縮試驗一樣，採用在鑄造實施例鑄件及比較例鑄件時使用的熔融合金(具有表1至表4所示的成分的銅合金材料的熔融合金)，鑄造了試樣3。其結果，如表5至表8所示。如圖7(C)所示，鑄造性的評價為如下。在龜裂判定部31a上產生了用肉眼可以看出顯著的龜裂33a時，將鑄造性定為不良，用「×」表示。而且，如圖7(A)所示，肉眼及用5倍的放大鏡也觀察不出龜裂判定部31a中的龜裂時，將鑄造性定為優良，用「○」表示。而且，如圖7(B)所示，在龜裂判定部31a中，肉眼觀察沒有顯著的龜裂33a，但用5倍的放大鏡觀察時可以確認出細微的龜裂33b時，將其定為具有一般的鑄造性，用「△」表示。進行該龜裂試驗的結果，實施例鑄件，極少部分為「△」，其餘大部分為「○」，因此確認出本發明的鑄件具有良好的鑄造性。
而且，只要是半固態金屬狀態中的固相為粒狀化，半固態金屬鑄造性自然變為良好，由此可進行良好的半固態金屬鑄造。而且，最終凝固階段中的含有固相的熔液的流動性，主要是依賴於半固態金屬狀態中的固相的形狀和液相的粘性和組成，但是，對於鑄造的成形性(在要求高精度或複雜形狀時是否也能鑄造出堅固的鑄件)，前者(固相的形狀)的影響為大。即，半固態金屬狀態的固相開始形成枝晶網時，含有該固相的熔液很難傳達到鑄模的各個角落，因此鑄造的成形性為不好，並很難得出高精度鑄件或複雜形狀鑄件。另外，半固態金屬狀態的固相為粒狀，因此其越接近於球狀(二維形態中越接近圓形)、粒徑越小，則包括半固態金屬鑄造性的鑄造性越卓越，因此可得出堅固的高精度鑄件或複雜形狀鑄件(當然能得出高品質的半固態金屬鑄件)。因此，通過了解半固態金屬狀態的固相的形狀，可以評價出半固態金屬鑄造性，且根據半固態金屬鑄造性，可確認其它的鑄造性(複雜形狀鑄造性、精密鑄造性及半固態金屬鍛造性)。一般，在固相率為30～80％的半固態金屬狀態中，當枝晶網被分割在晶體組織中且固相的二維形態呈圓狀、基本上圓形、橢圓狀、十字狀、或者多角狀時，可以說半固態金屬鑄造性為良好。特別是在固相率為60％的半固態金屬狀態中，該固相的平均粒徑為150μm以下(100μm以下為理想，50μm以下更為理想)及固相的平均最大長度為300μm以下(150μm以下為理想，100μm以下更為理想)中的任一項時，可以說半固態金屬鑄造性為卓越。
為了比較評價實施例鑄件和比較例鑄件的半固態金屬鑄造性，進行了如下的半固態金屬鑄造性試驗。
即，向坩鍋裡加入鑄造實施例鑄件及比較例鑄件時使用的原料，並升溫至使原料成為半固態金屬狀態(固相比約60％)的溫度，在其溫度保持5分鐘之後，急速冷卻(水冷)。然後，調查在半固態金屬狀態下的固相形狀，評價半固態金屬鑄造性。其結果，如表5至表8所示。證實了每個實施例鑄件具有優異的半固態金屬鑄造性。在這些表中，將該固相的平均粒徑為150μm以下或者晶粒的平均最大長度的平均為300μm以下的，視為具有優異的半固態金屬鑄造性，用「○」表示。雖然粒徑不滿足這種條件，但是沒有形成顯著的枝晶網的，評價為具有滿足工業要求的良好的半固態金屬鑄造性，用「△」表示。形成枝晶網的，評價為半固態金屬鑄造性差，用「×」表示。
而且，將從實施例中得到的銅合金鑄件No.11(以下稱為「產品鑄件」)作為原料鑄造了新的鑄件(以下稱為「再生鑄件」)。即，將產品鑄件(銅合金鑄件No.11)，在木炭的覆蓋下，以1000℃的溫度再熔化並保持5分鐘後，將熔化時的Zr的氧化損失估計為0.003mass％，追加添加與其Zr損失量相抵的含有3mass％Zr的Cu-Zn-Zr合金，並由產品鑄件製成的熔融合金注入金屬模內。其結果，對於所獲得的再生鑄件，Zr含量與原料的產品鑄件No.11大致相同(0.019mass％)，測量平均粒徑的結果為40μm，與產品鑄件No.11大致相同。在此試驗，證實了本發明的銅合金鑄件，將其鑄造中生成的澆道部等剩餘部分乃至不要部分，在完全不損害晶粒的細化效果的情況下，作為再生原料能有效地利用。因此，可以將澆道部等剩餘部分乃至不要部分，可以作為補充原料投入到連續操作中使用。因而，能高效率且有經濟性地進行連續操作。
表1

表2

表3

表4

表5

表6

表7

表8

工業上的利用可能性本發明的銅合金鑄件，具體而言，可以作為如下用途使用。
1.要求鑄造性、導電性、熱傳導性、高機械特性的一般機械部件。
2.要求高導電性、高熱傳導性的電氣用終端設備和連接器，要求可容易進行釺焊、焊接的電氣部件。
3.要求易鑄造的計量儀器部件。
4.要求機械特性優異的給排水金屬零件、建築用零件、日用品·雜貨品。
5.要求高強度、高硬度及優異的耐蝕性、韌性的船用推進器、軸、軸承、閥座、閥杆、緊固金屬零件、夾鉗、連接件、門把捏手、管卡環、凸輪。
6.要求高強度、高硬度、高耐磨性的閥門、軸杆、軸瓦、渦輪、支架、氣缸部件、閥座、不鏽鋼軸承、泵葉輪。
7.要求耐壓性、耐磨性、切削性、鑄造性的閥門、泵體、葉輪、供水閥、混水栓、自來水閥、接頭、噴灑頭、旋塞、水錶、止水拴、傳感器部件、渦旋式壓縮機部件、高壓閥門、夾套壓力容器。
8.要求優異的硬度及耐磨性的滑動部件、液壓氣缸、氣缸、齒輪、釣具用卷盤、飛機的固定器。
9.要求優異的強度、耐蝕性、耐磨性的螺栓、螺母、配管用連接器。
10.要求適於簡單形狀或大型鑄件，且要求高強度及優異的耐蝕性、耐磨性的化學機械部件、工業用閥門。
11.要求接合強度、加厚焊接、加襯裡、覆蓋、耐蝕性、鑄造性的海水淡化裝置用焊接管、供水管、熱交換器用管、熱交換器的管板、煤氣配管用管、彎頭、海洋設備材料、焊接部件、焊接用材料等。
12.觸水金屬零件(接頭、法蘭盤類)螺紋接套、軟管螺紋接套、管套、彎頭、岐形管接頭、栓塞、襯套、管套節、接合件、法蘭。
13.觸水金屬零件(閥門、旋塞類)斷流閥、過濾器、洩水閥、閘閥、止回閥、球閥、隔膜閥、節流閥、球閥、針形閥、微型閥、放空閥、主旋塞、轉向旋塞、填料旋塞、雙向旋塞、3向旋塞、4向旋塞、煤氣旋塞、球閥、安全閥、放氣閥、減壓閥、電磁閥、蒸汽疏水閥、量水儀(水錶、流量計)。
14.觸水金屬零件(水栓金屬零件)水栓(供水拴、灑水拴、止水栓、萬向水栓、混水拴、分水栓)、水龍頭、分流拴、止逆閥、分流閥、衝洗閥、切換旋塞、淋浴器、淋浴器掛架、栓塞、內六角直通接頭(水管用銅合金接頭)、灑水噴嘴、噴灑頭。
15.觸水金屬零件(住宅設備器械、排水器具類)疏水閥、消火栓閥、二重連接。
16.泵類葉輪、機殼、連接件、滑動軸瓦。
17.與汽車相關的器械閥門、接頭類、壓力傳感器、溫度傳感器(感溫體)、連接器類、軸承、軸承部件、壓縮機部件、汽化器部件、電纜固定件。
18.家電部件手機天線部件，端子，連接器，絲槓，馬達軸承(流體軸承)，複印機軸、輥筒，空調用閥門、接頭、螺母，傳感器部件。
19.摩擦配合部件液壓缸的活塞滑履，氣缸的活塞滑履，軸瓦，滑動部件，電線固定件，高壓閥，接頭，齒輪，傳動裝置，軸，軸承部件，泵，軸承，閥滑履，六角形螺母、集管消防栓部件。
權利要求
1.一種切削性、強度、耐磨性及耐蝕性卓越的銅合金鑄件，其特徵在於包含Sn0.5～15mass％、Zr0.001～0.049mass％、P0.01～0.35mass％、從Pb0.01～15mass％、Bi0.01～15mass％、Se0.01～1.2mass％及Te0.05～1.2mass％中選擇的一種以上的元素和剩餘部分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的含量為[a]mass％)；α相、γ相及δ相的合計含量為95％以上；平均粒徑為300μm以下。
2.根據權利要求1所述的切削性、強度、耐磨性及耐蝕性卓越的銅合金鑄件，其特徵在於還含有從Al0.005～0.5mass％、Mn0.01～0.5mass％及Mg0.001～0.2mass％中選擇的一種以上的元素；且f1＝[P]/[Zr]＝0.5～100、f2＝3[Sn]/[Zr]＝300～15000及f3＝3[Sn]/[P]＝40～2500(元素a的含量為[a]mass％)；α相、γ相及δ相的合計含量為95％以上；平均粒徑為300μm以下。
3.根據權利要求1所述的切削性、強度、耐磨性及耐蝕性卓越的銅合金鑄件，其特徵在於還含有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的含量為[a]mass％)；α相、γ相及δ相的合計含量為95％以上；平均粒徑為300μm以下。
4.根據權利要求3所述的切削性、強度、耐磨性及耐蝕性卓越的銅合金鑄件，其特徵在於還含有從Al0.005～0.5mass％、Mn0.01～0.5mass％及Mg0.001～0.2mass％中選擇的一種以上的元素；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的含量為[a]mass％)；α相、γ相及δ相的合計含量為95％以上；平均粒徑為300μm以下。
5.根據權利要求3所述的切削性、強度、耐磨性及耐蝕性卓越的銅合金鑄件，其特徵在於還含有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的含量為[a]mass％)；α相、γ相及δ相的合計含量為95％以上；平均粒徑為300μm以下。
6.根據權利要求3所述的切削性、強度、耐磨性及耐蝕性卓越的銅合金鑄件，其特徵在於還含有從Al0.005～0.5mass％、Mn0.01～0.5mass％及Mg0.001～0.2mass％中選擇的一種以上的元素和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的含量為[a]mass％)；α相、γ相及δ相的合計含量為95％以上；平均粒徑為300μm以下。
7.根據權利要求1至6中任一項所述的切削性、強度、耐磨性及耐蝕性卓越的銅合金鑄件，其特徵在於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的含量為[a]mass％，對於沒有含有元素a的為[a]＝0)。
8.根據權利要求1至6中任一項所述的切削性、強度、耐磨性及耐蝕性卓越的銅合金鑄件，其特徵在於作為不可避免的不純物含有Fe及/或Ni時，如果含有其中任意一種時，Fe或者Ni的含量被限定在0.3mass％以下，並且含有Fe及Ni時，其合計含量被限定在0.35mass％以下。
9.根據權利要求1至8中任意一項所述的切削性、強度、耐磨性及耐蝕性卓越的銅合金鑄件，其特徵在於熔融固化時的初晶為α相。
10.根據權利要求1至8中任意一項所述的切削性、強度、耐磨性及耐蝕性卓越的銅合金鑄件，其特徵在於在熔融固化時，發生包晶反應。
11.根據權利要求1至8中任意一項所述的切削性、強度、耐磨性及耐蝕性卓越的銅合金鑄件，其特徵在於在熔融固化時，枝晶網被分割在晶體結構中。
12.根據權利要求1至8中任意一項所述的切削性、強度、耐磨性及耐蝕性卓越的銅合金鑄件，其特徵在於在熔融固化時的晶粒的二維形狀呈圓狀、基本上圓狀、橢圓狀、十字狀、針狀或者多角狀。
13.根據權利要求1至8中任意一項所述的切削性、強度、耐磨性及耐蝕性卓越的銅合金鑄件，其特徵在於α相被微細地分割在基質中，且δ相、γ相或由偏析產生的Sn高濃度部分均勻地分散在基質內。
14.根據權利要求1至8中任意一項所述的切削性、強度、耐磨性及耐蝕性卓越的銅合金鑄件，其特徵在於在含有Pb或者Bi時，大小均勻的Pb粒子或Bi粒子均勻地分散在基質內。
15.根據權利要求1至14中任意一項所述的切削性、強度、耐磨性及耐蝕性卓越的銅合金鑄件，其特徵在於所述銅合金鑄件是與水經常或臨時接觸的狀態下所使用的觸水金屬零件或者其構成材。
16.根據權利要求1至14中任意一項所述的切削性、強度、耐磨性及耐蝕性卓越的銅合金鑄件，其特徵在於所述銅合金鑄件是在與配合部件經常或臨時接觸的狀態下與配合部件相對運動的摩擦配合構件或者其構成材。
17.一種權利要求1至16中任意一項所述的切削性、強度、耐磨性及耐蝕性卓越的銅合金鑄件的鑄造方法，其特徵在於在鑄造過程中以含有Zr的銅基中間合金的形式添加為細化晶粒而含有的Zr，從而在鑄造時不以氧化物及/或硫化物的形式添加Zr。
18.根據權利要求17所述的切削性、強度、耐磨性及耐蝕性卓越的銅合金鑄件的鑄造方法，其特徵在於含有Zr的銅基中間合金是Cu-Zr合金，Cu-Zn-Zr合金，或者除了所述的Cu-Zr合金或Cu-Zn-Zr合金外還含有由P、Mg、Al、Sn、Mn及B中選擇的一種以上元素的合金。
全文摘要
本發明涉及一種切削性、強度、耐磨性及耐蝕性卓越的銅合金鑄件，包含Sn0.5～15mass％、Zr0.001～0.049mass％、P0.01～0.35mass％、從Pb0.01～15mass％、Bi0.01～15mass％、Se0.01～1.2mass％及Te0.05～1.2mass％中選擇的一種以上的元素和剩餘部分Cu73mass％；且f1＝[P]/[Zr]＝0.5～100、f2＝3[Sn]/[Zr]＝300～15000及f3＝3[Sn]/[P]＝40～2500(元素a的含量為[a]mass％)；α相、γ相及δ相的合計含量為95％以上；平均粒徑為300μm以下。
文檔編號B22D27/20GK1993487SQ20058002683
公開日2007年7月4日 申請日期2005年8月10日 優先權日2004年8月10日
發明者大石惠一郎 申請人:三寶伸銅工業株式會社