申请/专利权人：三菱伸铜株式会社

申请日：2018-02-21

公开（公告）日：2020-06-23

公开（公告）号：CN110337499B

主分类号：C22C9/04(20060101)

分类号：C22C9/04(20060101);C22F1/08(20060101);C22F1/00(20060101)

优先权：["20170815 JP PCT/JP2017/029369","20170815 JP PCT/JP2017/029371","20170815 JP PCT/JP2017/029373","20170815 JP PCT/JP2017/029374","20170815 JP PCT/JP2017/029376"]

专利状态码：有效-授权

法律状态：2020.06.23#授权;2019.11.08#实质审查的生效;2019.10.15#公开

摘要：本发明提供一种高强度易切削性铜合金，该高强度易切削性铜合金含有Cu：75.4～78.0％、Si：3.05～3.55％、P：0.05～0.13％、及Pb：0.005～0.070％，且剩余部分包括Zn及不可避免的杂质，作为不可避免的杂质而存在的Sn量为0.05％以下，Al量为0.05％以下，Sn与Al的总量为0.06％以下，组成满足以下关系：78.0≤f1＝Cu+0.8×Si+P+Pb≤80.8、60.2≤f2＝Cu‑4.7×Si‑P+0.5×Pb≤61.5，构成相的面积率％满足以下关系：29≤κ≤60、0≤γ≤0.3、β＝0、0≤μ≤1.0、98.6≤f3＝α+κ、99.7≤f4＝α+κ+γ+μ、0≤f5＝γ+μ≤1.2、30≤f6＝κ+6×γ12+0.5×μ≤62，γ相的长边为25μm以下，μ相的长边为20μm以下，α相内存在κ相。

主权项：1.一种高强度易切削性铜合金，其特征在于，含有75.4质量％以上且78.0质量％以下的Cu、3.05质量％以上且3.55质量％以下的Si、0.05质量％以上且0.13质量％以下的P及0.005质量％以上且0.070质量％以下的Pb，且剩余部分包括Zn及不可避免的杂质，作为所述不可避免的杂质的Fe、Mn、Co及Cr的总量小于0.08质量％，作为不可避免的杂质而存在的Sn的含量为0.05质量％以下、Al的含量为0.05质量％以下，Sn与Al的总计含量为0.06质量％以下，将Cu的含量设为[Cu]质量％、将Si的含量设为[Si]质量％、将Pb的含量设为[Pb]质量％、将P的含量设为[P]质量％时，具有如下关系：78.0≤f1＝[Cu]+0.8×[Si]+[P]+[Pb]≤80.8、60.2≤f2＝[Cu]-4.7×[Si]-[P]+0.5×[Pb]≤61.5，并且，在金相组织的构成相中，将α相的面积率设为α％、将β相的面积率设为β％、将γ相的面积率设为γ％、将κ相的面积率设为κ％、将μ相的面积率设为μ％时，具有如下关系：29≤κ≤60、0≤γ≤0.3、β＝0、0≤μ≤1.0、98.6≤f3＝α+κ、99.7≤f4＝α+κ+γ+μ、0≤f5＝γ+μ≤1.2、30≤f6＝κ+6×γ12+0.5×μ≤62，并且，γ相的长边的长度为25μm以下，μ相的长边的长度为20μm以下，α相内存在针状κ相。

全文数据：高强度易切削性铜合金及高强度易切削性铜合金的制造方法技术领域本发明涉及一种具备高强度、高温强度、优异的延展性及冲击特性及良好的耐腐蚀性并且大幅减少铅的含量的高强度易切削性铜合金及高强度易切削性铜合金的制造方法。尤其涉及一种在各种恶劣环境下使用的阀、接头、压力容器等电气汽车机械工业用配管、与氢相关的容器、阀、接头、以及用于水龙头、阀、接头等饮用水中使用的器具的高强度易切削性铜合金及高强度易切削性铜合金的制造方法本申请基于2017年8月15日申请的国际申请PCTJP201729369、PCTJP201729371、PCTJP201729373、PCTJP201729374、PCTJP201729376主张优先权，并将其内容援用于此。背景技术一直以来，包括饮用水的器具类在内，作为使用于阀、接头、压力容器等电气汽车机械工业用配管的铜合金，一般使用含有56～65质量％的Cu及1～4质量％的Pb且剩余部分设为Zn的Cu-Zn-Pb合金所谓的易切削黄铜或含有80～88质量％的Cu、2～8质量％的Sn及2～8质量％的Pb且剩余部分设为Zn的Cu-Sn-Zn-Pb合金所谓的青铜：砲铜。然而，近年来Pb对人体和环境的影响变得另人担忧，各国对Pb的限制运动越发活跃。例如，在美国加利福尼亚州自2010年1月起、并且在全美自2014年1月起，关于将饮用水器具等中所含的Pb含量设为0.25质量％以下的限制已生效。在不久的将来，如果考虑对婴幼儿等的影响，据说会限制到0.05质量％左右。在美国以外的国家，其限制运动也快速发展，从而要求开发出应对Pb含量的限制的铜合金材料。并且，在其他产业领域、汽车、机械和电气电子设备领域中，例如在欧洲的ELV指令、RoHS指令中易切削性铜合金的Pb含量例外地达到4质量％，但与饮用水领域相同地，正在积极讨论包括消除例外情况在内的有关Pb含量的限制增强。这种易切削性铜合金的Pb限制增强动向中提倡的是具有切削性功能且含有Bi及Se的铜合金、或在Cu和Zn的合金中通过增加β相来提高切削性且含有高浓度的Zn的铜合金等，来代替Pb。例如，专利文献1中提出，如果仅含有Bi来代替Pb则耐腐蚀性不充分，为了减少β相而使β相孤立，将热挤出后的热挤压棒缓冷却至成为180℃进而实施热处理。并且，专利文献2中，通过向Cu-Zn-Bi合金中添加0.7～2.5质量％的Sn来析出Cu-Zn-Sn合金的γ相，从而改善耐腐蚀性。然而，如专利文献1所示，含有Bi来代替Pb的合金在耐腐蚀性方面存在问题。而且，Bi具有包括可能与Pb相同地对人体有害、由于是稀有金属而在资源上存在问题、会使铜合金材料变脆的问题等在内的许多问题。此外，如专利文献1、2中所提出的那样，即使通过热挤出后的缓冷却或热处理来使β相孤立从而提高了耐腐蚀性，终究无法实现在恶劣环境下的耐腐蚀性的改善。并且，如专利文献2所示，即使Cu-Zn-Sn合金的γ相析出，与α相相比，该γ相本来就缺乏耐腐蚀性，从而终究无法实现在恶劣环境下的耐腐蚀性的改善。并且，在Cu-Zn-Sn合金中，含有Sn的γ相的切削性功能差到需要与具有切削性功能的Bi一同进行添加。另一方面，对于含有高浓度的Zn的铜合金，与Pb相比，β相的切削性功能较差，因此不仅终究无法代替含有Pb的易切削性铜合金，而且因包含许多β相而耐腐蚀性尤其耐脱锌腐蚀性、耐应力腐蚀破裂性非常差。并且，这些铜合金由于强度低、尤其在高温例如约150℃下的强度低，因此例如在烈日下且靠近发动机室的高温下使用的汽车部件、在高温高压下使用的阀和配管等中无法应对薄壁化、轻量化。此外，例如在高压氢的压力容器、阀、配管中抗拉强度低，因此只能在常压下使用。此外，Bi使铜合金变脆，若包含许多β相则延展性降低，因此含有Bi的铜合金或包含许多β相的铜合金不适合作为汽车、机械、电气用部件以及包括阀在内的饮用水器具材料。另外，对于Cu-Zn合金中含有Sn且包含γ相的黄铜，也无法改善应力腐蚀破裂，在常温及高温下的强度低，冲击特性差，因此不适合使用于这些用途中。另一方面，作为易切削性铜合金，例如专利文献3～9中提出含有Si来代替Pb的Cu-Zn-Si合金。专利文献3、4中，通过主要具有γ相优异的切削性功能，从而通过不含有Pb或者含有少量Pb来实现优异的切削性。通过含有0.3质量％以上的Sn，增加并促进具有切削性功能的γ相的形成，从而改善切削性。并且，专利文献3、4中，通过形成许多γ相来提高耐腐蚀性。并且，专利文献5中，设为通过含有0.02质量％以下的极少量的Pb，并且主要考虑Pb含量并简单地规定γ相、κ相的总计含有面积，从而得到优异的易切削性。此处，Sn作用于形成和增加γ相，从而改善耐冲蚀腐蚀性。此外，专利文献6、7中提出Cu-Zn-Si合金的铸件产品，为了实现铸件晶粒的微细化，含有极微量的P和Zr，并且重视PZr的比率等。并且，专利文献8中提出在Cu-Zn-Si合金中含有Fe的铜合金。此外，专利文献9中提出在Cu-Zn-Si合金中含有Sn、Fe、Co、Ni、Mn的铜合金。此处，如专利文献10和非专利文献1中所记载，已知在上述Cu-Zn-Si合金中，即使将组成限制在Cu浓度为60质量％以上，Zn浓度为30质量％以下，Si浓度为10质量％以下，除了基地matrixα相以外，也存在β相、γ相、δ相、ε相、ζ相、η相、κ相、μ相、χ相这10种金属相，根据情况也存在包含α’、β’、γ’的13种金属相。此外，根据经验众所周知的是，若增加添加元素，则金相组织变得更加复杂，可能会出现新的相和金属间化合物，并且，由平衡状态图得到的合金与实际生产的合金中，在所存在的金属相的构成中会产生较大偏差。此外，众所周知这些相的组成也根据铜合金的Cu、Zn、Si等的浓度和加工热历程thermalhistory而发生变化。但是，γ相虽然具有优异的切削性能，但由于Si浓度高且硬而脆，若包含许多γ相，则会在恶劣环境下的耐腐蚀性、延展性、冲击特性、高温强度高温蠕变、常温下的强度及冷加工性中产生问题。因此，对于包含大量γ相的Cu-Zn-Si合金，也与含有Bi的铜合金或包含许多β相的铜合金相同地在其使用上受到限制。另外，专利文献3～7中所记载的Cu-Zn-Si合金在基于ISO-6509的脱锌腐蚀试验中显示比较良好的结果。然而，在基于ISO-6509的脱锌腐蚀试验中，为了判定在一般水质中的耐脱锌腐蚀性的良好与否，使用与实际水质完全不同的氯化铜试剂，仅仅以24小时这一短时间进行了评价。即，使用与实际环境不同的试剂以短时间进行评价，因此未能充分评价恶劣环境下的耐腐蚀性。并且，专利文献8中提出在Cu-Zn-Si合金中含有Fe的情况。但是，Fe和Si形成比γ相硬而脆的Fe-Si的金属间化合物。该金属间化合物存在如下等问题：在切削加工时缩短切削工具的寿命，在抛光时形成硬点而产生外观上的不良情况。并且，将添加元素的Si作为金属间化合物而进行消耗，从而导致合金的性能下降。此外，专利文献9中，虽然在Cu-Zn-Si合金中添加了Sn和Fe、Co、Mn，但Fe、Co、Mn均与Si进行化合而生成硬而脆的金属间化合物。因此，与专利文献8相同地在切削和抛光时产生问题。此外，根据专利文献9，通过含有Sn、Mn而形成β相，但β相引起严重的脱锌腐蚀，从而提高应力腐蚀破裂的感受性。专利文献1：日本特开2008-214760号公报专利文献2：国际公开第2008081947号专利文献3：日本特开2000-119775号公报专利文献4：日本特开2000-119774号公报专利文献5：国际公开第2007034571号专利文献6：国际公开第2006016442号专利文献7：国际公开第2006016624号专利文献8：日本特表2016-511792号公报专利文献9：日本特开2004-263301号公报专利文献10：美国专利第4,055,445号专利文献11：国际公开第2012057055号专利文献12：日本特开2013-104071号公报非专利文献1：美马源次郎、长谷川正治：铜及黄铜技术研究期刊，21963，62～77页发明内容本发明为了解决这样的现有技术问题而完成，其课题为提供一种常温及高温下的强度优异且具备优异的冲击特性和延展性，并且在恶劣环境下的耐腐蚀性良好的高强度易切削性铜合金及高强度易切削性铜合金的制造方法。另外，本说明书中，除非另有说明，耐腐蚀性是指耐脱锌腐蚀性、耐应力腐蚀破裂性这两者。并且，热加工材料是指热挤出材料、热锻材料、热压延材料。冷加工性是指铆接、弯曲等冷态下进行的加工性。高温特性是指约150℃100℃～250℃下的高温蠕变、抗拉强度。冷却速度是指在某一温度范围内的平均冷却速度。为了解决这种课题来实现所述目的，本发明的第1方式的高强度易切削性铜合金的特征在于，含有75.4质量％以上且78.0质量％以下的Cu、3.05质量％以上且3.55质量％以下的Si、0.05质量％以上且0.13质量％以下的P及0.005质量％以上且0.070质量％以下的Pb，且剩余部分包括Zn及不可避免的杂质，作为不可避免的杂质而存在的Sn的含量为0.05质量％以下、Al的含量为0.05质量％以下，Sn与Al的总计含量为0.06质量％以下，将Cu的含量设为[Cu]质量％、将Si的含量设为[Si]质量％、将Pb的含量设为[Pb]质量％、将P的含量设为[P]质量％时，具有如下关系：78.0≤f1＝[Cu]+0.8×[Si]+[P]+[Pb]≤80.8、60.2≤f2＝[Cu]-4.7×[Si]-[P]+0.5×[Pb]≤61.5，并且，在金相组织的构成相中，将α相的面积率设为α％、将β相的面积率设为β％、将γ相的面积率设为γ％、将κ相的面积率设为κ％、将μ相的面积率设为μ％时，具有如下关系：29≤κ≤60、0≤γ≤0.3、β＝0、0≤μ≤1.0、98.6≤f3＝α+κ、99.7≤f4＝α+κ+γ+μ、0≤f5＝γ+μ≤1.2、30≤f6＝κ+6×γ12+0.5×μ≤62，并且，γ相的长边的长度为25μm以下，μ相的长边的长度为20μm以下，α相内存在κ相。本发明的第2方式的高强度易切削性铜合金的特征在于，在本发明的第1方式的高强度易切削性铜合金中，还含有选自0.01质量％以上且0.07质量％以下的Sb、0.02质量％以上且0.07质量％以下的As及0.005质量％以上且0.10质量％以下的Bi的一种或两种以上。本发明的第3方式的高强度易切削性铜合金的特征在于，含有75.6质量％以上且77.8质量％以下的Cu、3.15质量％以上且3.5质量％以下的Si、0.06质量％以上且0.12质量％以下的P及0.006质量％以上且0.045质量％以下的Pb，且剩余部分包括Zn及不可避免的杂质，作为不可避免的杂质而存在的Sn的含量为0.03质量％以下、Al的含量为0.03质量％以下、Sn与Al的总计含量为0.04质量％以下，将Cu的含量设为[Cu]质量％、将Si的含量设为[Si]质量％、将Pb的含量设为[Pb]质量％、将P的含量设为[P]质量％时，具有如下关系：78.5≤f1＝[Cu]+0.8×[Si]+[P]+[Pb]≤80.5、60.4≤f2＝[Cu]-4.7×[Si]-[P]+0.5×[Pb]≤61.3，并且，在金相组织的构成相中，将α相的面积率设为α％、将β相的面积率设为β％、将γ相的面积率设为γ％、将κ相的面积率设为κ％、将μ相的面积率设为μ％时，具有如下关系：33≤κ≤58、γ＝0、β＝0、0≤μ≤0.5、99.3≤f3＝α+κ、99.8≤f4＝α+κ+γ+μ、0≤f5＝γ+μ≤0.5、33≤f6＝κ+6×γ12+0.5×μ≤58，并且，α相内存在κ相，μ相的长边的长度为15μm以下。本发明的第4方式的高强度易切削性铜合金的特征在于，在本发明的第3方式的高强度易切削性铜合金中，还含有选自0.012质量％以上且0.05质量％以下的Sb、0.025质量％以上且0.05质量％以下的As及0.006质量％以上且0.05质量％以下的Bi的一种或两种以上，并且Sb、As及Bi的总计含量为0.09质量％以下。本发明的第5方式的高强度易切削性铜合金的特征在于，在本发明的第1～4方式中任一方式的高强度易切削性铜合金中，作为所述不可避免的杂质的Fe、Mn、Co及Cr的总量小于0.08质量％。本发明的第6方式的高强度易切削性铜合金的特征在于，在本发明的第1～5方式中任一方式的高强度易切削性铜合金中，U形凹口形状的夏比冲击试验值为12Jcm2以上且50Jcm2以下，常温下的抗拉强度为550Nmm2以上，并且在负载有相当于室温下的0.2％屈服强度的荷载的状态下在150℃下保持100小时之后的蠕变应变为0.3％以下。另外，夏比冲击试验值为U形凹口形状的试片中的值。本发明的第7方式的高强度易切削性铜合金的特征在于，在本发明的第1～5方式中任一方式的高强度易切削性铜合金中，该高强度易切削性铜合金为热加工材料，抗拉强度SNmm2为550Nmm2以上，伸长率E％为12％以上，U形凹口形状的夏比冲击试验值IJcm2为12Jcm2以上，并且675≤f8＝S×{E+100100}12、或700≤f9＝S×{E+100100}12+I。本发明的第8方式的高强度易切削性铜合金的特征在于，在本发明的第1～7方式中任一方式的高强度易切削性铜合金中，其使用于自来水管用器具、工业用配管构件、与液体或气体接触的器具、压力容器和接头、汽车用部件或电气产品部件中。本发明的第9方式的高强度易切削性铜合金的制造方法的特征在于，该制造方法为本发明的第1～8方式中任一方式的高强度易切削性铜合金的制造方法，具有：冷加工工序和热加工工序中的任意一者或两者；以及在所述冷加工工序或所述热加工工序之后实施的退火工序，所述退火工序中，在以下1～4中任一条件下对铜合金进行加热、冷却，1在525℃以上且575℃以下的温度下保持15分钟至8小时，或2在505℃以上且小于525℃的温度下保持100分钟至8小时，或3最高到达温度为525℃以上且620℃以下，并且将575℃至525℃的温度区域保持15分钟以上，或者4将575℃至525℃的温度区域以0.1℃分钟以上且3℃分钟以下的平均冷却速度进行冷却，在上述对铜合金进行加热、冷却之后，将450℃至400℃的温度区域以3℃分钟以上且500℃分钟以下的平均冷却速度进行冷却。本发明的第10方式的高强度易切削性铜合金的制造方法为本发明的第1～6方式中任一方式的高强度易切削性铜合金的制造方法，该方法具有：铸造工序；以及在所述铸造工序之后实施的退火工序，所述退火工序中，在以下1～4中任一条件下对铜合金进行加热、冷却，1在525℃以上且575℃以下的温度下保持15分钟至8小时，或2在505℃以上且小于525℃的温度下保持100分钟至8小时，或3最高到达温度为525℃以上且620℃以下，并且将575℃至525℃的温度区域保持15分钟以上，或者4将575℃至525℃的温度区域以0.1℃分钟以上且3℃分钟以下的平均冷却速度进行冷却，在上述对铜合金进行加热、冷却之后，将450℃至400℃的温度区域以3℃分钟以上且500℃分钟以下的平均冷却速度进行冷却。本发明的第11方式的高强度易切削性铜合金的制造方法的特征在于，该制造方法为本发明的第1～8方式中任一方式的高强度易切削性铜合金的制造方法，包括热加工工序，进行热加工时的材料温度为600℃以上且740℃以下，在热塑性加工后的冷却过程中，将575℃至525℃的温度区域以0.1℃分钟以上且3℃分钟以下的平均冷却速度进行冷却，将450℃至400℃的温度区域以3℃分钟以上且500℃分钟以下的平均冷却速度进行冷却。本发明的第12方式的高强度易切削性铜合金的制造方法的特征在于，该制造方法为本发明的第1～8方式中任一方式的高强度易切削性铜合金的制造方法，具有：冷加工工序和热加工工序中的任意一者或两者；以及在所述冷加工工序或所述热加工工序之后实施的低温退火工序，在所述低温退火工序中，将材料温度设为240℃以上且350℃以下的范围、将加热时间设为10分钟以上且300分钟以下的范围、将材料温度设为T℃、将加热时间设为t分钟时，设为150≤T-220×t12≤1200的条件。根据本发明的方式，规定了极力减少或消除不含切削性功能优异但耐腐蚀性、延展性、冲击特性、高温强度高温蠕变差的γ相，且尽可能减少或不含对切削性有效的μ相，并且α相内存在对强度、切削性、耐腐蚀性有效的κ相而成的金相组织。还规定了用于得到该金相组织的组成、制造方法。因此，根据本发明的方式，能够提供一种常温及高温的强度高、冲击特性、延展性、耐磨耗性、耐压特性、铆接或弯曲等冷加工性和耐腐蚀性优异的高强度易切削性铜合金及高强度易切削性铜合金的制造方法。附图说明图1是实施例1中的高强度易切削性铜合金试验No.T05的组织的电子显微照片。图2是实施例1中的高强度易切削性铜合金试验No.T73的组织的金属显微照片。图3是实施例1中的高强度易切削性铜合金试验No.T73的组织的电子显微照片。具体实施方式以下，对本发明的实施方式的高强度易切削性铜合金及高强度易切削性铜合金的制造方法进行说明。本实施方式的高强度易切削性铜合金作为阀、接头、滑动部件等电气汽车机械工业用配管构件、用于与液体或气体接触的器具、部件、压力容器和接头、水龙头、阀、接头等在人每日摄取的饮用水的器具而使用。此处，在本说明书中，如[Zn]这种带有括弧的元素记号设为表示该元素的含量质量％。而且，本实施方式中，利用该含量的表示方法如下规定多个组成关系式。组成关系式f1＝[Cu]+0.8×[Si]+[P]+[Pb]组成关系式f2＝[Cu]-4.7×[Si]-[P]+0.5×[Pb]此外，本实施方式中，在金相组织的构成相中设为如下，即，用α％表示α相的面积率，用β％表示β相的面积率，用γ％表示γ相的面积率，用κ％表示κ相的面积率，用μ％表示μ相的面积率。另外，金相组织的构成相是指α相、γ相、κ相等，并且不含有金属间化合物、析出物、非金属夹杂物等。并且，存在于α相内的κ相包含于α相的面积率中。所有构成相的面积率的和设为100％。而且，本实施方式中，如下规定多个组织关系式。组织关系式f3＝α+κ组织关系式f4＝α+κ+γ+μ组织关系式f5＝γ+μ组织关系式f6＝κ+6×γ12+0.5×μ本发明的第1实施方式的高强度易切削性铜合金含有75.4质量％以上且78.0质量％以下的Cu、3.05质量％以上且3.55质量％以下的Si、0.05质量％以上且0.13质量％以下的P及0.005质量％以上且0.070质量％以下的Pb，且剩余部分包括Zn及不可避免的杂质。作为不可避免的杂质而存在的Sn的含量为0.05质量％以下、Al的含量为0.05质量％以下，并且Sn与Al的总计含量为0.06质量％以下，组成关系式f1设在78.0≤f1≤80.8的范围内，组成关系式f2设在60.2≤f2≤61.5的范围内。κ相的面积率设在29≤κ≤60的范围内，γ相的面积率设在0≤γ≤0.3的范围内，β相的面积率设为0β＝0，μ相的面积率设在0≤μ≤1.0的范围内。组织关系式f3设为98.6≤f3，组织关系式f4设为99.7≤f4，组织关系式f5设在0≤f5≤1.2的范围内，组织关系式f6设在30≤f6≤62的范围内。γ相的长边的长度为25μm以下，μ相的长边的长度设为20μm以下，α相内存在κ相。本发明的第2实施方式的高强度易切削性铜合金含有75.6质量％以上且77.8质量％以下的Cu、3.15质量％以上且3.5质量％以下的Si、0.06质量％以上且0.12质量％以下的P及0.006质量％以上且0.045质量％以下的Pb，且剩余部分包括Zn及不可避免的杂质。作为不可避免的杂质而存在的Sn的含量为0.03质量％以下、Al的含量为0.03质量％以下，并且Sn与Al的总计含量为0.04质量％以下。组成关系式f1设在78.5≤f1≤80.5的范围内，组成关系式f2设在60.4≤f2≤61.3的范围内。κ相的面积率设在33≤κ≤58的范围内，γ相和β相的面积率设为0γ＝0、β＝0，μ相的面积率设在0≤μ≤0.5的范围内。组织关系式f3设为99.3≤f3，组织关系式f4设为99.8≤f4，组织关系式f5设在0≤f5≤0.5的范围内，组织关系式f6设在33≤f6≤58的范围内。α相内存在κ相，μ相的长边的长度设为15μm以下。并且，本发明的第1实施方式的高强度易切削性铜合金中，可以还含有选自0.01质量％以上且0.07质量％以下的Sb、0.02质量％以上且0.07质量％以下的As及0.005质量％以上且0.10质量％以下的Bi的一种或两种以上。并且，本发明的第2实施方式的高强度易切削性铜合金中，可以还含有选自0.012质量％以上且0.05质量％以下的Sb、0.025质量％以上且0.05质量％以下的As、0.006质量％以上且0.05质量％以下的Bi的一种或两种以上，Sb、As及Bi的总计含量为0.09质量％以下。本发明的第1、2实施方式的高强度易切削性铜合金中，作为不可避免的杂质的Fe、Mn、Co及Cr的总量优选为小于0.08质量％。并且，本发明的第1、2实施方式的高强度易切削性铜合金中，优选U形凹口形状的夏比冲击试验值为12Jcm2以上且小于50Jcm2，室温常温下的抗拉强度为550Nmm2以上，并且在负载有室温下的0.2％屈服强度相当于0.2％屈服强度的荷载的状态下将铜合金在150℃下保持100小时之后的蠕变应变为0.3％以下。本发明的第1、2实施方式的经由热加工的高强度易切削性铜合金热加工材料中，优选在与抗拉强度SNmm2、伸长率E％、夏比冲击试验值IJcm2之间的关系中，抗拉强度S为550Nmm2以上，伸长率E为12％以上，U形凹口形状的夏比冲击试验值I为12Jcm2以上，并且作为抗拉强度S与{伸长率E+100100}的12次幂的积的f8＝S×{E+100100}12的值为675以上，或者作为f8与I的和的f9＝S×{E+100100}12+I的值为700以上。以下，对如上述那样规定组成关系式f1、f2、金相组织、组织关系式f3、f4、f5、f6以及机械特性的理由进行说明。＜成分组成＞CuCu为本实施方式的合金的主要元素，为了克服本发明的课题，需要至少含有75.4质量％以上的量的Cu。Cu含量小于75.4质量％时，虽然根据Si、Zn、Sn、Pb的含量、制造工序而不同，但γ相所占的比例超过0.3％，耐腐蚀性、冲击特性、延展性、常温强度及高温特性高温蠕变差。在某些情况下，有时也会出现β相。因此，Cu含量的下限为75.4质量％以上，优选为75.6质量％以上，更优选为75.8质量％以上，最优选为76.0质量％以上。另一方面，若Cu含量超过78.0质量％，则不仅对耐腐蚀性、常温强度及高温强度的效果饱和而且γ相减少，但κ相所占的比例也可能变得过多。并且，容易析出Cu浓度高的μ相，或在某些情况下容易析出ζ相、χ相。其结果，虽然根据金相组织的要件而不同，但可能导致切削性、延展性、冲击特性、热加工性变差。因此，Cu含量的上限为78.0质量％以下，优选为77.8质量％以下，在重视延展性和冲击特性时，为77.5质量％以下，进一步优选为77.3质量％以下。SiSi是为了得到本实施方式的合金的许多优异的特性而所需的元素。Si有助于形成κ相、γ相、μ相、β相、ζ相等金属相。Si提高本实施方式的合金的切削性、耐腐蚀性、强度、高温特性及耐磨耗性。关于切削性，在α相的情况下，即使含有Si也几乎不会改善切削性。但是，由于通过含有Si而形成的γ相、κ相、μ相等比α相更硬的相，即使不含有大量的Pb，也能够具有优异的切削性。然而，随着γ相或μ相等金属相所占的比例增加，会产生延展性、冲击特性、冷加工性下降的问题、恶劣环境下的耐腐蚀性下降的问题，以及在可以承受长期使用的高温特性上产生问题。κ相对提高切削性和强度是有用的，但如果κ相过多，则延展性、冲击特性、加工性下降，在某些情况下切削性也变差。因此，需要将κ相、γ相、μ相、β相规定在适当的范围内。并且，Si具有在熔解、铸造时大幅抑制Zn的蒸发的效果，进而随着增加Si含量，能够减小比重。为了解决这些金相组织的问题并满足所有各种特性，虽然根据Cu、Zn等的含量而不同，但Si需要含有3.05质量％以上。Si含量的下限优选为3.1质量％以上，更优选为3.15质量％以上，进一步优选为3.2质量％以上。尤其在重视强度时，优选为3.25质量％以上。表面上，为了减少Si浓度高的γ相和μ相所占的比例，认为应降低Si含量。但是，深入研究了与其他元素的掺合比例及制造工序的结果，需要如上述那样规定Si含量的下限。并且，虽然很大程度上取决于其他元素的含量、组成关系式f1、f2和制造工序，但以Si含量约3.0质量％为界，α相内将开始存在细长的针状κ相，以Si含量约3.15质量％为界，针状κ相的量进一步增加，若Si含量达到约3.25质量％，则针状κ相的存在变得明显。通过该存在于α相内的κ相，不损害延展性而提高切削性、抗拉强度、高温特性、冲击特性、耐磨耗性。以下，也将存在于α相内的κ相称为κ1相。另一方面，若Si含量过多，则κ相会变得过多。同时存在于α相中的κ1相也变得过多。若κ相变得过多，则由于κ相原本就比α相的延展性差且硬，因此在合金的延展性、冲击特性、切削性方面成为问题。并且，若κ1相变得过多，则α相自身所具有的延展性受损，作为合金的延展性降低。本实施方式中，主要着眼于与高强度一同兼备良好的延展性伸长率和冲击特性的情况，因此Si含量的上限为3.55质量％以下，优选为3.5质量％以下，尤其，如果重视延展性或冲击特性、铆接等的冷加工性，则更优选为3.45质量％以下，进一步优选为3.4质量％以下。ZnZn与Cu、Si一同为本实施方式的合金的主要构成元素，是为了提高切削性、耐腐蚀性、强度、铸造性所需的元素。另外，Zn虽然作为剩余部分而存在，但如果执意要记载，Zn含量的上限约为21.5质量％以下，下限约为17.5质量％以上。Pb含有Pb会提高铜合金的切削性。约0.003质量％的Pb固熔在基地中，超过该量的Pb作为直径1μm左右的Pb粒子而存在。即便是微量的Pb，也对切削性有效，从而以0.005质量％以上的含量开始发挥效果。本实施方式的合金中，由于将切削性能优异的γ相抑制为0.3％以下，因此少量的Pb代替γ相。Pb的含量的下限优选为0.006质量％以上。另一方面，Pb对人体有害，也与组成和金相组织有关，但对延展性、冲击特性、常温及高温强度及冷加工性有影响。因此，Pb的含量的上限为0.070质量％以下，优选为0.045质量％以下，如果考虑对人体和环境的影响，则最优选为小于0.020质量％。PP大幅提高恶劣环境下的耐腐蚀性。同时，含有少量的P，会提高切削性，并且提高抗拉强度和延展性。为了发挥这些效果，P含量的下限为0.05质量％以上，优选为0.055质量％以上，更优选为0.06质量％以上。另一方面，如果含有超过0.13质量％的P，则不仅耐腐蚀性的效果饱和，而且冲击特性、延展性及冷加工性也急剧变差，切削性也反而变差。因此，P含量的上限为0.13质量％以下，优选为0.12质量％以下，更优选为0.115质量％以下。Sb、As、BiSb、As均与P、Sn相同地进一步提高尤其在恶劣环境下的耐脱锌腐蚀性。为了通过含有Sb来提高耐腐蚀性，需要含有0.01质量％以上的Sb，优选为含有0.012质量％以上的Sb。另一方面，即使含有超过0.07质量％的Sb，耐腐蚀性提高的效果也会饱和，γ相反而增加，因此Sb的含量为0.07质量％以下，优选为0.05质量％以下。并且，为了通过含有As来提高耐腐蚀性，需要含有0.02质量％以上的As，优选为含有0.025质量％以上的As。另一方面，即使含有超过0.07质量％的As，耐腐蚀性提高的效果也会饱和，因此As的含量为0.07质量％以下，优选为0.05质量％以下。Bi进一步提高铜合金的切削性。为此，需要含有0.005质量％以上的Bi，优选为含有0.006质量％以上。另一方面，虽然Bi对人体的有害性尚不确定，但从对冲击特性、高温强度、热加工性及冷加工性的影响考虑，Bi的含量的上限设为0.10质量％以下，优选设为0.05质量％以下。本实施方式的目标是与高强度一同具备良好的延展性、冷加工性及韧性，Sb、As、Bi为提高耐腐蚀性等的元素，若含有过量，则不仅耐腐蚀性的效果饱和，而且延展性、冷加工性及韧性反而受损。因此，Sb、As及Bi的总计含量优选为0.10质量％以下，更优选为0.09质量％以下。Sn、Al、Fe、Cr、Mn、Co、及不可避免的杂质作为本实施方式中的不可避免的杂质，例如可举出Al、Ni、Mg、Se、Te、Fe、Mn、Sn、Co、Ca、Zr、Cr、Ti、In、W、Mo、B、Ag及稀土类元素等。一直以来，易切削性铜合金以回收的铜合金为主原料，而非以电解铜、电解锌等优质原料为主。在该领域的下一工序下游工序、加工工序中，对大部分构件、部件实施切削加工，相对材料100以40～80的比例产生大量废弃的铜合金。例如可举出切屑、切边、毛边、横流道runner及包含制造上不良的产品等。这些废弃的铜合金成为主原料。若切削的切屑等的分离不充分，则从其他易切削性铜合金混入Pb、Fe、Mn、Se、Te、Sn、P、Sb、As、Bi、Ca、Al、Zr、Ni及稀土类元素。并且，切削切屑中含有从工具混入的Fe、W、Co、Mo等。由于废料含有电镀的产品，因此混入Ni、Cr、Sn。纯铜系废料中混入Mg、Fe、Cr、Ti、Co、In、Ni、Se、Te。从资源的再利用方面以及成本问题考虑，在至少不对特性产生不良影响的范围内，含有这些元素的切屑等废料在一定限度内被用作原料。根据经验，Ni大多从废料等中混入，Ni的量被允许到小于0.06质量％，优选为小于0.05质量％。Fe、Mn、Co、Cr与Si形成金属间化合物，在某些情况下与P形成金属间化合物，从而影响切削性、耐腐蚀性及其他特性。虽然根据Cu、Si、Sn、P的含量、关系式f1、f2而不同，但Fe容易与Si化合，并且含有Fe可能会消耗与Fe等量的Si，并促进对切削性有不良影响的Fe-Si化合物的形成。因此，Fe、Mn、Co及Cr各自的量优选为0.05质量％以下，更优选为0.04质量％以下。尤其，将Fe、Mn、Co及Cr的含量的总计优选设为小于0.08质量％。该总量更优选为0.06质量％以下，进一步优选为0.05质量％以下。另一方面，从其他易切削性铜合金、实施了电镀的废产品等混入的Sn和Al在本实施方式的合金中促进γ相的形成。此外，在作为γ相的主要形成部位的α相与κ相的相边界，可能导致不形成γ相而Sn、Al的浓度上升。γ相的增加、及Sn、Al在α-κ相边界α相与κ相的相边界的偏析会使延展性、冷加工性、冲击特性及高温特性降低，并且，随着延展性降低，可能导致抗拉强度下降，因此还必须限制作为不可避免的杂质的Sn、Al的量。Sn、Al各自的含量优选为0.05质量％以下，更优选为0.03质量％以下。并且，Sn、Al的含量的总计需要设为0.06质量％以下，更优选为0.04质量％以下。而且，Fe、Mn、Co、Cr、Sn及Al的总量优选为0.10质量％以下。另一方面，对于Ag，一般Ag被视为Cu，并对各种特性几乎没有影响，因此无需特别限制，但优选为小于0.05质量％。Te、Se其元素自身具有易切削性，虽然稀少但可能会大量混入。如果考虑对延展性和冲击特性的影响，Te、Se各自的含量优选为小于0.03质量％，进一步优选为小于0.02质量％。作为其他元素的Al、Mg、Ca、Zr、Ti、In、W、Mo、B及稀土类元素各自的量优选为小于0.03质量％，更优选为小于0.02质量％，进一步优选为小于0.01质量％。另外，稀土类元素的量为Sc、Y、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Tb及Lu中的一种以上的总量。以上，为了将延展性、冲击特性、常温及高温强度、铆接等加工性设为特别优异，优选管理和限制这些不可避免的杂质的量。组成关系式f1组成关系式f1为表示组成与金相组织之间的关系的公式，即使各元素的量在上述规定的范围内，如果不满足该组成关系式f1，则无法满足本实施方式设为目标的各种特性。若组成关系式f1小于78.0，则无论如何在制造工序上花费精力，γ相所占的比例也增加，在某些情况下出现β相，并且，γ相的长边变长，耐腐蚀性、延展性、冲击特性、高温特性变差。因此，组成关系式f1的下限为78.0以上，优选为78.2以上，更优选为78.5以上，进一步优选为78.8以上。随着组成关系式f1成为更优选的范围，γ相的面积率大幅减小或成为0，延展性、冷加工性、冲击特性、常温下的强度、高温特性及耐腐蚀性提高。另一方面，组成关系式f1的上限主要影响κ相所占的比例，若组成关系式f1大于80.8，则在重视延展性和冲击特性的情况下，κ相所占的比例变得过多。并且，μ相变得容易析出。若κ相和μ相过多，则延展性、冲击特性、冷加工性、高温特性、热加工性、耐腐蚀性及切削性变差。因此，组成关系式f1的上限为80.8以下，优选为80.5以下，更优选为80.2以下。这样，通过将组成关系式f1规定在上述范围内，可得到特性优异的铜合金。另外，关于作为选择元素的As、Sb、Bi及另外规定的不可避免的杂质，综合考虑它们的含量，几乎不影响组成关系式f1，因此在组成关系式f1中并未规定。组成关系式f2组成关系式f2为表示组成与加工性、各种特性、金相组织之间的关系的公式。若组成关系式f2小于60.2，则金相组织中的γ相所占的比例增加，包括β相在内容易出现其他金属相，并且容易残留，从而耐腐蚀性、延展性、冲击特性、冷加工性、高温特性变差。并且，在热锻造时晶粒变得粗大，且容易产生破裂。因此，组成关系式f2的下限为60.2以上，优选为60.4以上，更优选为60.5以上。另一方面，若组成关系式f2超过61.5，则热变形阻力增大，热变形能力下降，热挤出材料和热锻造品可能会产生表面破裂。并且，与热加工方向平行的方向的金相组织中容易出现长度超过1000μm且宽度超过200μm这样的粗大的α相。若存在粗大的α相，则切削性和强度降低，存在于α相与κ相的边界的γ相的长边的长度变长，或者虽然不至于形成γ相，但容易产生Sn和Al的偏析。而且，若f2的值高，则α相中难以出现κ1相，强度变低，切削性、高温特性及耐磨耗性变差。并且，凝固温度的范围即液相线温度-固相线温度会超过50℃，铸造时的缩孔shrinkagecavities变得显着，无法得到无疵铸件soundcasting。因此，组成关系式f2的上限为61.5以下，优选为61.4以下，更优选为61.3以下，进一步优选为61.2以下。若f1为60.2以上并且f2的上限为优选值，则α相的晶粒变细成为约50μm以下，α相成为均匀的分布。由此，具有更高强度、良好的延展性、冷加工性、冲击特性、高温特性，并且成为强度与延展性、冲击特性之间的平衡优异的合金。这样，通过将组成关系式f2如上述那样规定在狭小的范围内，能够以良好的产率制造特性优异的铜合金。另外，关于作为选择元素的As、Sb、Bi及另外规定的不可避免的杂质，综合考虑它们的含量，几乎不影响组成关系式f2，因此组成关系式f2中并未规定。与专利文献的比较此处，将上述专利文献3～12中所记载的Cu-Zn-Si合金与本实施方式的合金的组成进行比较的结果示于表1。本实施方式与专利文献3中，Pb及作为选择元素的Sn的含量不同。本实施方式与专利文献4中，Pb及作为选择元素的Sn的含量不同。本实施方式与专利文献6、7中，在是否含有Zr方面不同。本实施方式与专利文献8中，在是否含有Fe方面不同。本实施方式与专利文献9中，在是否含有Pb方面不同，且在是否含有Fe、Ni、Mn方面也不同。如上所述，本实施方式的合金与除了专利文献5以外的专利文献3～9中所记载的Cu-Zn-Si合金中，组成范围不同。专利文献5中，关于有助于强度、切削性及耐磨耗性且存在于α相中的κ1相、f1、f2并未记载，并且强度平衡也较低。专利文献11关于加热到700℃以上的钎焊且关于钎焊结构体。专利文献12关于滚轧加工到螺钉或齿轮的原材料。[表1]＜金相组织＞Cu-Zn-Si合金存在10种以上的相，会产生复杂的相变，仅由组成范围、元素的关系式，未必一定可以得到目标特性。最终通过指定并确定存在于金相组织中的金属相的种类及其范围，能够得到目标特性。在由多个金属相构成的Cu-Zn-Si合金的情况下，各相的耐腐蚀性并不相同而存在优劣。腐蚀从耐腐蚀性最差的相即最容易腐蚀的相，或者从耐腐蚀性差的相和与该相相邻的相之间的边界开始进展。在包括Cu、Zn、Si这3种元素的Cu-Zn-Si合金的情况下，例如若将α相、α’相、β包括β’相、κ相、γ包括γ’相、μ相的耐腐蚀性进行比较，则耐腐蚀性的顺序从优异相起依次为α相＞α’相＞κ相＞μ相≥γ相＞β相。κ相与μ相之间的耐腐蚀性之差尤其大。此处，各相的组成的数值根据合金的组成及各相的占有面积率而变动，可以说如下。各相的Si浓度从浓度由高到低的顺序依次为μ相＞γ相＞κ相＞α相＞α’相≥β相。μ相、γ相及κ相中的Si浓度比合金的Si浓度高。并且，μ相的Si浓度为α相的Si浓度的约2.5～约3倍，γ相的Si浓度为α相的Si浓度的约2～约2.5倍。各相的Cu浓度从浓度由高到低的顺序依次为μ相＞κ相≥α相＞α’相≥γ相＞β相。μ相中的Cu浓度比合金的Cu浓度高。专利文献3～6所示的Cu-Zn-Si合金中，切削性功能最优异的γ相主要与α’相共存，或者存在于与κ相、α相之间的边界中。γ相在对于铜合金而言恶劣的水质下或环境下，选择性地成为腐蚀的产生源腐蚀的起点而腐蚀进展。当然，如果存在β相，则在γ相腐蚀之前β相开始腐蚀。当μ相与γ相共存时，μ相的腐蚀比γ相略迟或几乎同时开始。例如当α相、κ相、γ相、μ相共存时，若γ相和μ相选择性地进行脱锌腐蚀，则被腐蚀的γ相和μ相通过脱锌现象而成为富含Cu的腐蚀生成物，该腐蚀生成物使κ相或相邻的α’相腐蚀，从而腐蚀连锁反应性地进展。因此，β相必须为0％，并且γ相、μ相优选尽可能少，理想的是将它们消除。另外，包括日本在内世界各地的饮用水的水质多种多样，并且其水质逐渐成为铜合金容易腐蚀的水质。例如虽然具有上限，但由于对人体的安全性问题而用于消毒目的的残留氯的浓度增加，作为自来水管用器具的铜合金成为容易腐蚀的环境。如还包含所述汽车部件、机械部件、工业用配管的构件的使用环境那样，关于夹杂许多溶液的使用环境下的耐腐蚀性，也可以说与饮用水相同，减少易受腐蚀的相的必要性越来越大。并且，由于γ相是硬而脆的相，因此在对铜合金构件施加较大负载时，微观上成为应力集中源。γ相主要存在于细长的α-κ相边界α相与κ相的相边界。而且γ相成为应力集中源，因此在切削时成为切屑分割的起点并促进切屑分割，从而具有降低切削阻力的效果。另一方面，γ相由于成为所述应力集中源，从而使延展性、冷加工性和冲击特性变差，随着延展性的缺乏而抗拉强度也降低。而且，γ相以α相、κ相的边界为中心而存在，因此使高温蠕变强度下降。本实施方式的合金的目标为高强度、延展性、优异的冲击特性、高温特性，因此不得不限制γ相的量及长边的长度。μ相主要存在于α相的晶粒边界、α相、κ相的相边界，因此与γ相相同地成为微观应力集中源。由于成为应力集中源或晶界滑移现象，μ相增加应力腐蚀破裂感受性，降低冲击特性，并降低延展性、冷加工性及常温及高温的强度。另外，与γ相相同地，μ相具有改善切削性的效果，但其效果与γ相相比小得多，因此，需要限制μ相的量、长边的长度。然而，若为了改善所述各种特性而大幅减少或消除γ相或γ相与μ相的存在比例，则仅通过含有少量的Pb和α相、α’相、κ相这3相，可能无法得到令人满意的切削性。因此，为了以含有少量的Pb且具有优异的切削性为前提而改善延展性、冲击特性、强度、高温强度及耐腐蚀性，需要如下规定金相组织的构成相金属相、结晶相。另外，以下，各相所占的比例存在比例的单位为面积率面积％。γ相γ相为最有助于Cu-Zn-Si合金的切削性的相，但为了使恶劣环境下的耐腐蚀性、常温下的强度、高温特性、延展性、冷加工性、冲击特性成为优异，不得不限制γ相。为了同时满足切削性和各种特性，限定了组成关系式f1、f2、后述组织关系式及制造工序。β相及其他相为了通过获得良好的耐腐蚀性而得到高延展性、冲击特性、强度、高温强度，金相组织中所占的β相、γ相、μ相及ζ相等其他相的比例尤为重要。β相所占的比例会对各种特性产生不良影响，因此至少无法用500倍倍率的金属显微镜进行观察，即需要将该比例设为0％。除α相、κ相、β相、γ相、μ相以外的ζ相等其他相所占的比例，优选为0.3％以下，更优选为0.1％以下。最优选为不存在ζ相等其他相。首先，为了得到优异的耐腐蚀性、强度、延展性、冷加工性、冲击特性及高温特性，需要将γ相所占的比例设为0.3％以下，并且将γ相的长边的长度设为25μm以下。为了进一步提高这些特性，γ相所占的比例优选为0.1％以下，无法用500倍的显微镜观察γ相、也就是说γ相的量实质上最优选为0％。γ相的长边的长度通过以下方法来测定。例如用500倍或1000倍的金属显微照片，在1个视场中测定γ相的长边的最大长度。如后述，在5个视场中的任意视场中进行该操作。计算在各视场中得到的γ相的长边的最大长度的平均值，并作为γ相的长边的长度。因此，γ相的长边的长度也可以说是γ相的长边的最大长度。即使γ相所占的比例较低，在二维观察时，γ相也以相边界为中心而以细长的形状存在。而且若γ相的长边的长度较长，则深度方向上的腐蚀加速并助长高温蠕变，从而使延展性、抗拉强度、冲击特性及冷加工性降低。由此，γ相的长边的长度需要设为25μm以下，优选设为15μm以下。另外，能够用500倍的显微镜明确地判别为γ相的大小是长边的长度约为3μm以上的γ相。就长边的长度小于约3μm的γ相而言，如果其量少，则几乎不影响抗拉强度、延展性、高温特性、冲击特性、冷加工性及耐腐蚀性，因此能够无视该γ相。关于切削性，γ相的存在提高本实施方式的铜合金的切削性的效果最大，但从γ相所具有的各种问题点考虑，需要尽可能消除γ相，后述κ1相成为γ相的替代。γ相所占的比例及γ相的长边的长度与Cu、Sn、Si的含量及组成关系式f1、f2具有很大相关。μ相由于μ相虽然具有提高切削性的效果，但从影响耐腐蚀性以及延展性、冷加工性、冲击特性、常温抗拉强度、高温特性方面考虑，至少需要将μ相所占的比例设为0％以上且1.0％以下。μ相所占的比例优选为0.5％以下，更优选为0.3％以下，最优选为不存在μ相。μ相主要存在于晶粒边界、相边界。因此，在恶劣环境下，μ相在μ相所存在的晶粒边界产生晶界腐蚀。细长地存在于晶界的μ相使合金的冲击特性和延展性降低，并且由于延展性的降低，结果抗拉强度也降低。此外，例如在用于汽车的发动机转动的阀或在高压气阀中使用铜合金时，若在150℃的高温下长时间进行保持，则晶界容易产生滑移、蠕变。因此，需要限制μ相的量，同时将主要存在于晶粒边界的μ相的长边的长度设为20μm以下。μ相的长边的长度优选为15μm以下，更优选为5μm以下。μ相的长边的长度可通过与γ相的长边的长度的测定方法相同的方法来测定。即，根据μ相的大小，以500倍为基准，有时使用1000倍的金属显微照片或2000倍或5000倍的二次电子像照片电子显微照片，在1个视场中测定μ相的长边的最大长度。在5个视场中的任意视场中进行该操作。计算在各视场中得到的μ相的长边的最大长度的平均值，并作为μ相的长边的长度。因此，μ相的长边的长度也可以说是μ相的长边的最大长度。κ相在近年来的高速切削条件下，包括切削阻力、切屑排出性在内的材料的切削性能最重要。但是，为了在将具有最优异的切削性功能的γ相所占的比例限制为0.3％以下的状态下具备优异的切削性，κ相所占的比例至少需要设为29％以上。κ相所占的比例优选为33％以上，更优选为35％以上。如果重视强度，则为38％以上。与γ相、μ相、β相相比，κ相不脆，并且更富有延展性，耐腐蚀性优异。γ相、μ相沿着α相的晶界和相边界而存在，但κ相中未观察到这种倾向。并且，通过α相，强度、切削性、耐磨耗性及高温特性优异。κ相所占的比例增加，并且切削性提高，抗拉强度、高温强度高，耐磨耗性变高。但是，另一方面，随着κ相的增加，延展性、冷加工性和冲击特性逐渐降低。而且，若κ相所占的比例达到约50％，则切削性提高的效果也饱和，而且若κ相增加，则由于κ相硬且强度高而切削阻力增大。并且，若κ相的量过多，则切屑趋于连续。而且，若κ相所占的比例达到约60％，则随着延展性的降低而抗拉强度饱和，冷加工性和热加工性也变差。如果这样综合判断强度、延展性、冲击特性及切削性，则需要将κ相所占的比例设为60％以下。κ相优选为58％以下或56％以下，更优选为54％以下，尤其，如果重视延展性、冲击特性、铆接或弯曲加工性，则为50％以下。κ相与γ相一同具有优异的切削性功能，由于γ相主要存在于相边界，并在切削时成为应力集中源，由此能够以少量的γ相得到优异的切屑分割性，从而减小切削阻力。在后述切削性的关系式f6中，对γ相的量的平方根赋予了6倍于κ相的量的系数。另一方面，κ相不会像γ相、μ相般偏在于相边界而与α相一同形成金相组织，并通过与软质的α相共存而发挥改善切削性的功能。换句话说，κ相通过与软质的α相共存，从而发挥改善κ相的切削性的功能，并且与κ相的量或α相与κ相的混合状态对应地发挥该功能。因此，α相与κ相的分布状态也影响切削性，若形成粗大的α相，则切削性变差。当大幅限制γ相所占的比例时，κ相的量以约50％附近为界而使提高切屑分割性的效果和减小切削阻力的效果饱和，进而随着κ相的量的增加而逐渐变差。即，即使κ相变得过多，与软质的α相的构成比率和混合状态也变差，从而切屑的分割性逐渐降低。而且，若κ相的比例超过约50％，则强度高的κ相的影响变强，切削阻力逐渐变大。为了在少量的Pb以及将切削性能优异的γ相的面积率限制在0.3％以下、优选为限制在0.1％或0％的状态下得到优异的切削性，不仅需要提高κ相的量，还需要提高α相的切削性。即，通过使α相内存在针状κ相或κ1相，α相的切削性提高，从而几乎不损害延展性而提高合金的切削性能。而且随着存在于α相内的κ1相的量的增加，合金的切削性进一步提高。其中，虽然根据关系式和制造工序而不同，但随着金相组织中的κ相的增加，α相中的κ1相的量也增加。存在过量的κ1相会使α相自身的延展性降低，并对合金的延展性、冷加工性及冲击特性产生不良影响，因此需要将κ相所占的比例设为60％以下，κ相优选为58％以下或56％以下。通过以上方式，作为金相组织中所占的κ相的比例，从良好的平衡具备全部延展性、冷加工性、强度、冲击特性、耐腐蚀性、高温特性、切削性及耐磨耗性之间的平衡的观点考虑，最优选为约33％～约56％。并且，虽然根据f1、f2的值而不同，但如果κ相所占的比例为33％以上且56％以下，则α相中的κ1相的量也增加，即使Pb的含量小于0.020质量％，也能够确保良好的切削性。α相中的细长的针状κ相κ1相的存在若满足上述组成、组成关系式f1、f2、工序的要件，则α相内将存在针状κ相。该κ相比α相硬。存在于α相内的κ相κ1相的厚度为约0.1μm至约0.2μm左右约0.05μm～约0.5μm，厚度的特征薄、细长、且为针状。通过使α相中存在针状κ1相，能够得到以下效果。1α相增强，作为合金的抗拉强度提高。2α相的切削性提高，合金的切削阻力下降或切屑分割性提高等切削性提高。3由于存在于α相内，因此不对合金的耐腐蚀性产生不良影响。4α相增强，合金的耐磨耗性提高。5由于存在于α相内，因此对延展性、冲击特性的影响很轻微。存在于α相中的针状κ相影响Cu、Zn、Si等构成元素和关系式f1、f2以及制造工序。当满足本实施方式的组成和金相组织的要件时，Si是影响κ1相的存在的主要因素之一，作为一例，若Si量约为2.95质量％以上，则α相中开始存在κ1相。若Si量约为3.05质量％以上，则κ1相变得明显，若约为3.15质量％以上，则κ1相将更明显地存在。并且，κ1相的存在受到关系式的影响，例如当组成关系式f2需要为61.5以下,随着f2成为61.2、61.0，κ1相将存在更多。另一方面，即使在晶粒的大小为2～100μm的α晶粒或α相中κ1相的宽度仅为约0.2μm，若κ1相所占的比例增加、即κ1相的量变得过多，则也会损害α相所具有的延展性和冲击特性。α相中的κ1相的量主要与金相组织中的κ相的量有关，并且受到Cu、Si、Zn的含量、关系式f1、f2及制造工序的很大影响。若作为主要因素的金相组织中的κ相所占的比例超过60％，则存在于α相中的κ1相的量变得过多。从存在于α相中的适当量的κ1相的观点考虑，金相组织中的κ相的量为60％以下，优选为58％以下，更优选为54％以下，当重视延展性、冷加工性及冲击特性时，优选为54％以下，进一步优选为50％以下。并且，当κ相所占的比例高且f2的值小时，κ1相的量增加。相反，当κ相所占的比例低且f2的值大时，存在于α相中的κ1相的量减少。就存在于α相内的κ1相而言，若使用金属显微镜以500倍的倍率、在某些情况下放大到约1000倍，则能够确认为细的线状物、针状物。但是，由于很难计算κ1相的面积率，因此α相中的κ1相设为包含于α相的面积率。组织关系式f3、f4、f5为了得到优异的耐腐蚀性、延展性、冲击特性及高温强度，需要α相、κ相所占的比例的总计组织关系式f3＝α+κ为98.6％以上。f3的值优选为99.3％以上，更优选为99.5％以上。相同地，α相、κ相、γ相、μ相所占的比例的总计组织关系f4＝α+κ+γ+μ为99.7％以上，优选为99.8％以上。此外，γ相、μ相所占的总计的比例f5＝γ+μ为0％以上且1.2％以下。f5的值优选为0.5％以下。此处，在金相组织的关系式f3～f6中，以α相、β相、γ相、δ相、ε相、ζ相、η相、κ相、μ相、χ相这10种金属相为对象，金属间化合物、Pb粒子、氧化物、非金属夹杂物、未熔解物质等不作为对象。并且，存在于α相的针状κ相κ1相包含在α相中，且无法用500倍或1000倍的金属显微镜观察的μ相被除外。另外，通过Si、P及不可避免地混入的元素例如Fe、Co、Mn形成的金属间化合物在金属相面积率的适用范围外。但是，这些金属间化合物影响切削性，因此需要关注不可避免的杂质。组织关系式f6本实施方式的合金中，在Cu-Zn-Si合金中尽管将Pb的含量保持在最小限度，切削性也良好，而且需要满足所有冲击特性、延展性、冷加工性、耐压特性、常温和高温强度及耐腐蚀性。然而，切削性与冲击特性、延展性、耐腐蚀性是矛盾的特性。从金相组织方面考虑，包含越多的切削性能最优异的γ相，切削性越好，但从冲击特性、延展性、强度、耐腐蚀性及其他特性方面考虑，不得不减少γ相。得知了当γ相所占的比例为0.3％以下时，为了得到良好的切削性，需要根据实验结果将上述组织关系式f6的值设在适当的范围内。由于γ相的切削性能最优异，因此在与切削性能相关的组织关系式f6中，对γ相所占的比例γ％的平方根的值赋予高6倍的系数。另一方面，κ相的系数为1。κ相与α相一同形成金相组织，并且不偏在于γ相、μ相这种相边界并根据存在比例而发挥效果。为了得到良好的切削性能，需要组织关系式f6为30以上。f6优选为33以上，更优选为35以上。另一方面，若组织关系式f6超过62，则切削性反而变差，并且冲击特性、延展性明显变差。因此，需要组织关系式f6为62以下。f6的值优选为58以下，更优选为54以下。＜特性＞常温强度及高温强度作为饮用水的阀、器具、氢气站、氢发电等与氢相关或者处于高压氢环境的容器、接头、配管、阀、包括汽车的阀、接头在内的各种领域中所需的强度，抗拉强度受到重视。并且，例如在靠近汽车的发动机室的环境下使用的阀或高温高压阀曝露于最高约150℃的温度环境下，此时要求在施加有压力、应力时不会变形或裂断。在压力容器的情况下，其容许应力影响抗拉强度。压力容器根据用途和使用条件而要求所需的最小限度的延展性和冲击特性，并适当地由其与强度之间的平衡而确定。并且，强烈要求包括汽车部件在内成为本实施方式的使用对象的构件、部件的薄壁化、轻量化。为此，作为热加工材料的热挤出材料、热压延材料及热锻材料优选为常温下的抗拉强度为550Nmm2以上的高强度材料。常温下的抗拉强度更优选为580Nmm2以上，进一步优选为600Nmm2以上，最优选为625Nmm2以上。阀和压力容器中的大部分通过热锻造而制作，只要能够具有580Nmm2以上、优选为600Nmm2以上的抗拉强度，则由于本实施方式的合金不会引起氢脆化而能够替代例如在低温脆性方面成为问题的氢用阀、氢发电用阀等，从而产业上的利用价值提高。另外，热锻材料一般不实施冷加工。例如虽然能够通过喷丸而使表面硬化，但实质上仅为0.1～1.5％左右的冷加工率，抗拉强度的提高为2～15Nmm2左右。本实施方式的合金通过在比材料的再结晶温度高的适当的温度条件下实施热处理或实施适当的热历程而提高抗拉强度。具体而言，与热处理前的热加工材料相比，虽然根据组成和热处理条件而不同，但抗拉强度提高约10～约100Nmm2。除了科森合金或Ti-Cu这种时效硬化型合金以外，在铜合金中几乎没有发现通过比再结晶温度的温度高的热处理而抗拉强度上升的例子。认为由本实施方式的合金提高强度的理由如下。通过在505℃以上且575℃以下的适当的条件下进行热处理，基地的α相和κ相变软。另一方面，如下情况大大超过α相、κ相的软化，即，通过使α相内存在针状κ相而α相增强的情况；通过减少γ相而延展性增大并且可耐裂断的最大荷载增加的情况；以及κ相的比例增加的情况。通过这些情况，与热加工材料相比，不仅耐腐蚀性大幅提高，而且抗拉强度、延展性、冲击值、冷加工性均大幅提高，制成高强度且高延展性、高韧性的合金。另一方面，在某些情况下，热加工材料在适当的热处理之后被冷拉伸、拉线、压延并使强度提高。本实施方式的合金中，在实施冷加工的情况下冷加工率为15％以下时，每1％冷加工率，抗拉强度上升约12Nmm2。与此相反，每1％冷加工率，冲击特性减少约4％。或者，如果将热处理材料的冲击值设为I0、将冷加工率设为RE％，则冷加工后的冲击值IR在冷加工率为20％以下的条件下大致能够整理为IR＝I0×2020+RE。例如，当对抗拉强度为580Nmm2、冲击值为30Jcm2的合金材料实施冷加工率5％的冷拉伸来制作冷加工材料时，冷加工材料的抗拉强度约为640Nmm2，冲击值成为约24Jcm2。若冷加工率不同，则抗拉强度、冲击值不能唯一确定。这样，若实施冷加工，则抗拉强度变高，但冲击值、伸长率降低。为了根据用途而得到作为目标的强度、伸长率、冲击值，需要设定适当的冷加工率。另一方面，若进行拉伸、拉线、压延等冷加工，继而实施适当条件的热处理，则与热加工材料、尤其与热挤出材料相比，抗拉强度、伸长率、冲击特性均提高。另外，有时无法用锻造品等实施拉伸试验。该情况下，洛氏B级HRB与抗拉强度S具有较强的相关关系，因此能够简单地以洛氏B级进行测定并推测抗拉强度。其中，该相关关系以满足本实施方式的组成，且满足f1～f6的要件为前提。HRB为65以上且88以下时：S＝4.3×HRB+242HRB超过88且为99以下时：S＝11.8×HRB-422HRB为65、75、85、88、93、98时的抗拉强度分别大致估计为520、565、610、625、675、735Nmm2。关于高温特性，在负载有相当于室温的0.2％屈服强度的应力的状态下，在150℃下将铜合金保持100小时后的蠕变应变优选为0.3％以下。该蠕变应变更优选为0.2％以下，进一步优选为0.15％以下。该情况下，即使如高温高压阀、靠近汽车的发动机室的阀材料等那样曝露于高温下，也不易变形，高温强度优异。在即使切削性良好且抗拉强度高，也缺乏延展性、冷加工性的情况下，其用途受到限制。关于冷加工性，例如作为自来水管相关器具、配管部件、汽车、电气部件的用途，有时对热锻材料、切削加工材料实施轻度的铆接加工或弯曲等冷加工，并且它们必须不会破裂。切削性是为了分割切屑而对材料要求的一种脆性但与冷加工性矛盾的特性。相同地，抗拉强度与延展性是矛盾的特性，优选在抗拉强度与延展性伸长率中取得高度平衡。即，至少抗拉强度为550Nmm2以上，伸长率为12％以上，并且抗拉强度S与{伸长率E％+100100}的12次幂的积f8＝S×{E+100100}12的值优选为675以上这成为高强度高延展性材料的一个尺度。f8更优选为690，进一步优选为700以上。当包括以2～15％的冷加工率进行的冷加工时，能够兼备12％以上的伸长率以及630Nmm2以上、进一步为650Nmm2以上的抗拉强度，f8达到690以上，进一步达到700以上。另外，对于铸件，晶粒容易变得粗大，有时还包含微观缺陷，因此将其设为适用外的产品。在含有60质量％的Cu、3质量％的Pb且剩余部分包括Zn及不可避免的杂质的含Pb的易切削黄铜的情况下，热挤出材料、热锻造品在常温下的抗拉强度为360Nmm2～400Nmm2，伸长率为35％～45％。即，f8约为450。并且，即使在负载有相当于室温的0.2％屈服强度的应力的状态下，将合金在150℃下曝露100小时之后，蠕变应变也约为4～5％。因此，与现有的含有Pb的易切削黄铜相比，本实施方式的合金的抗拉强度、耐热性为较高水准。即，本实施方式的合金的耐腐蚀性优异，并且在室温下具备高强度，即使附加该高强度而长时间曝露于高温下也几乎不变形，因此能够利用高强度来实现薄壁、轻量。尤其在高压气体、高压氢用阀等锻造材料的情况下实质上无法实施冷加工，因此能够利用高强度来增大容许压力或实现薄壁化、轻量化。并且，含有3％的Pb的易切削性铜合金的铆接加工等冷加工性差。本实施方式的合金的高温特性对于挤出材料、实施了冷加工的材料也大致相同。即，通过实施冷加工，0.2％屈服强度提高，但即使在通过该冷加工而施加了相当于提高的0.2％屈服强度的荷载的状态下，将合金在150℃下曝露100小时之后的蠕变应变也为0.3％以下且具备高耐热性。高温特性主要影响β相、γ相、μ相的面积率，它们的面积率越高，该高温特性变得越差。并且，存在于α相的晶粒边界和相边界的μ相、γ相的长边的长度越长，高温特性变得越差。耐冲击性通常，在材料具有高强度时变脆。在切削时切屑的分割性优异的材料被认为具有某种脆性。冲击特性与切削性、冲击特性与强度在某种方面是矛盾的特性。然而，当铜合金使用于阀、接头、阀等饮用水器具、汽车部件、机械部件、工业用配管等各种构件时，铜合金不仅需要为高强度，还需要耐冲击的特性。具体而言，用U形凹口试片进行夏比冲击试验时，夏比冲击试验值I优选为12Jcm2以上。当包括冷加工时，随着其加工率增加而冲击值降低，但更优选为15Jcm2以上。另一方面，未实施冷加工的热加工材料中，夏比冲击试验值优选为15Jcm2以上，更优选为16Jcm2以上，进一步优选为20Jcm2以上，最优选为24Jcm2以上。本实施方式的合金是关于切削性优异的合金，并且并不特别需要夏比冲击试验值超过50Jcm2。若夏比冲击试验值超过50Jcm2，则延展性和韧性反而增加，因此切削阻力增大，切屑变得容易连续，切削性变差。因此，夏比冲击试验值优选为50Jcm2以下。若有助于材料的强度、切削性的硬质的κ相过度增加、或κ1相的量过度增加，则韧性即冲击特性降低。因此，强度和切削性与冲击特性韧性为矛盾的特性。通过下式定义在强度伸长率上增加了冲击特性的强度伸长率冲击平衡指数f9。关于热加工材料，如果抗拉强度S为550Nmm2以上，伸长率E为12％以上，夏比冲击试验值I为12Jcm2以上，并且S与{E+100100}的12次幂的积、与I的和f9＝S×{E+100100}12+I优选为700以上，更优选为715，进一步优选为725以上，则可称为高强度且具备高伸长率及韧性的材料。当包括以2～15％的加工率进行的冷加工时，进一步优选f9为740以上。优选满足所述强度延展性平衡指数f8为675以上或强度延展性冲击平衡指数f9为700以上中的任一者。冲击特性和伸长率这两者均为延展性的尺度，更优选它们被划分为静态延展性和瞬时延展性，满足f8、f9这两者。冲击特性与金相组织有密切的关系，γ相、μ相使冲击特性变差。并且，若γ相、μ相存在于α相的晶粒边界、α相、κ相的相边界，则晶粒边界及相边界变脆而冲击特性变差。如上所述，不仅是面积率，而且γ相、μ相的长边的长度也对冲击特性产生影响。＜制造工序＞接着，对本发明的第1、2实施方式的高强度易切削性铜合金的制造方法进行说明。本实施方式的合金的金相组织不仅在组成中发生变化，而且在制造工序中也发生变化。不仅受到热挤压、热锻造的热加工温度、热处理条件的影响，而且热加工或热处理的冷却过程中的平均冷却速度还简称为冷却速度也会带来影响。进行深入研究的结果得知，在热加工和热处理的冷却过程中，金相组织较大影响450℃至400℃的温度区域下的冷却速度及575℃至525℃的温度区域下的冷却速度。本实施方式的制造工序对于本实施方式的合金而言是必要的工序，虽然还要兼顾组成，但基本上发挥以下重要作为。1大幅减少或消除使延展性、强度、冲击特性及耐腐蚀性变差的γ相，并减小γ相的长边的长度。2抑制使延展性、强度、冲击特性及耐腐蚀性变差的μ相的生成，并控制μ相的长边的长度。3使针状κ相出现在α相内。熔解铸造熔解在比本实施方式的合金的熔点液相线温度高约100℃～约300℃的温度即约950℃～约1200℃下进行。铸造及铸件产品在比熔点高约50℃～约200℃的温度即约900℃～约1100℃下浇铸于规定的铸模中，并通过气冷、缓冷却、水冷等几种冷却方法进行冷却。而且，凝固后，构成相发生各种变化。热加工作为热加工，可举出热挤压、热锻造、热压延。例如关于热挤压，虽然根据设备能力而不同，但优选在实际进行热加工时的材料温度、具体而言刚通过挤出模后的温度热加工温度为600～740℃的条件下实施热挤压。若在超过740℃的温度下进行热加工，则在塑性加工时形成许多β相，有时β相会残留，γ相也有较多残留，从而对冷却后的构成相产生不良影响。并且，即使在下一工序中实施热处理，热加工材料的金相组织也会带来影响。热加工温度优选为670℃以下，更优选为645℃以下。若在645℃以下实施热挤压，则热挤出材料的γ相减少。此外，α相成为细粒形状，且强度提高。当使用该γ相少的热挤出材料而制作出热锻材料、以及热锻造后的热处理材料时，热锻材料、热处理材料中γ相的量变得更少。而且，通过对热挤出后的冷却速度花费精力，也能够得到具备切削性、耐腐蚀性等各种特性的材料。即，在热挤出后的冷却过程中，若在575℃至525℃的温度区域下以0.1℃分钟以上且3℃分钟以下的冷却速度进行冷却，则γ相减少。若冷却速度超过3℃分钟，则γ相的量的减少会不充分。575℃至525℃的温度区域下的冷却速度优选为1.5℃分钟以下，更优选为1℃分钟以下。接着，将450℃至400℃的温度区域下的冷却速度设为3℃分钟以上且500℃分钟以下。450℃至400℃的温度区域下的冷却速度优选为4℃分钟以上，更优选为8℃分钟以上。由此防止μ相的增加。另外，当在下一工序或最终工序中进行热处理时，并不需要控制热加工后的575℃至525℃的温度区域下的冷却速度、450℃至400℃的温度区域下的冷却速度。并且，当热加工温度较低时，热变形阻力增大。从变形能的观点考虑，热加工温度的下限优选为600℃以上。当挤出比为50以下时或热锻造成比较简单的形状时，能够在600℃以上实施热加工。若考虑裕度，热加工温度的下限优选为605℃。虽然根据设备能力而不同，但优选为热加工温度尽可能低。考虑可实测的测定位置，热加工温度定义为热挤压、热锻造、热压延后约3秒后或4秒后的可实测的热加工材料的温度。金相组织受刚受到大塑性变形的加工后的温度影响。本实施方式中，在热塑性加工后的冷却过程中，将575℃至525℃的温度区域以0.1℃分钟以上且3℃分钟以下的平均冷却速度进行冷却。接着，将450℃至400℃的温度区域以3℃分钟以上且500℃分钟以下的平均冷却速度进行冷却。含有1～4质量％的量的Pb的黄铜合金占铜合金挤出材料的绝大部分，在该黄铜合金的情况下，除了挤出直径大的、例如直径约超过38mm的以外，通常在热挤出后卷绕成线圈。挤出的铸锭小坯被挤出装置夺去热量从而温度降低。挤出材料通过与卷绕装置接触而被夺去热量，从而温度进一步降低。从最初挤出的铸锭温度，或从挤出材料的温度，以比较快的冷却速度发生约50℃～100℃的温度下降。之后，卷绕的线圈通过保温效果，虽然根据线圈的重量等而不同，但以约2℃分钟的比较慢的冷却速度将450℃至400℃的温度区域进行冷却。当材料温度达到约300℃时，其之后的平均冷却速度进一步变慢，因此有时会考虑到处理而进行水冷。在含有Pb的黄铜合金的情况下，以约600～700℃进行热挤压，但刚挤出后的金相组织中存在大量的富有热加工性的β相。若挤出后的冷却速度快，则冷却后的金相组织中残留大量的β相，从而耐腐蚀性、延展性、冲击特性、高温特性变差。为了避免这种情况，以利用了挤出线圈的保温效果等的比较慢的冷却速度进行冷却，由此使β相变为α相，从而成为富含α相的金相组织。如所述，刚挤出后，挤出材料的冷却速度比较快，因此通过减缓之后的冷却而成为富含α相的金相组织。另外，专利文献1中虽然没有关于平均冷却速度的记载，但揭示了以减少β相并使β相孤立的目的进行缓冷却，直至挤出材料的温度成为180℃以下。通过以上方式，本实施方式的合金以与现有的含有Pb的黄铜合金的制造方法在热加工后的冷却过程中完全不同的冷却速度进行制造。热锻造作为热锻造的原材料主要使用热挤出材料，但也可以使用连续铸造棒。与热挤压相比，热锻造中加工成复杂的形状，因此锻造前的原材料的温度较高。但是，成为锻造品的主要部位的施加有大塑性加工的热锻材料的温度即自刚锻造后约3秒后或4秒后的材料温度优选与热挤出材料相同地600℃至740℃。另外，只要降低制造热挤压棒时的挤压温度，并设为γ相少的金相组织，则在对该热挤压棒实施热锻造时，即使热锻温度高，也可以得到维持了γ相少的状态的热锻组织。此外，通过在锻造后的冷却速度上花费精力，能够得到具备耐腐蚀性、切削性等各种特性的材料。即，在热锻造后经过3秒或4秒的时点的锻造材料的温度为600℃以上且740℃以下。在之后的冷却过程中，若在575℃至525℃的温度区域，尤其在570℃至530℃的温度区域中，若以0.1℃分钟以上且3℃分钟以下的冷却速度进行冷却，则γ相减少。从经济性考虑，575℃至525℃的温度区域下的冷却速度的下限值设为0.1℃分钟以上，另一方面，若冷却速度超过3℃分钟，则γ相的量的减少变得不充分。优选为1.5℃分钟以下，更优选为1℃分钟以下。而且，将450℃至400℃的温度区域下的冷却速度设为3℃分钟以上且500℃分钟以下。450℃至400℃的温度区域下的冷却速度优选为4℃分钟以上，更优选为8℃分钟以上。由此，防止μ相增加。这样，在575～525℃的温度区域中，以3℃分钟以下，优选为1.5℃分钟以下的冷却速度进行冷却。并且，在450至400℃的温度区域中，以3℃分钟以上、优选为4℃分钟以上的冷却速度进行冷却。这样，在575～525℃的温度区域中减缓冷却速度，在450至400℃的温度区域中相反地加快冷却速度，由此制成更合适的材料。热挤出材料为一方向上的塑性加工，锻造品一般为复杂的塑性变形，因此γ相的减少程度、γ相的长边长度的减少程度大于热挤出材料。热压延在热压延的情况下进行重复压延，最终的热压延温度经过3～4秒后的材料温度优选为600℃以上且740℃以下，更优选为605℃以上且670℃以下。热压延材料的冷却与热挤压相同地，在575℃至525℃的温度区域下以0.1℃分钟以上且3℃分钟以下的冷却速度进行冷却，接着，将450℃至400℃的温度区域下的冷却速度设为3℃分钟以上且500℃分钟以下。另外，当在下一工序或最终工序中再次进行热处理时，并不需要控制热加工后的575℃至525℃的温度区域下的冷却速度、450℃至400℃的温度区域下的冷却速度。热处理铜合金的主要热处理还称为退火，例如加工成无法在热挤压中挤压的小尺寸时，在冷拉伸或冷拉线后根据需要而进行热处理并使其再结晶，即，通常以使材料变软的目的而实施。并且，在热加工材料中，也在如需要几乎没有加工应变的材料时或设为适当的金相组织时，根据需要而实施热处理。在含有Pb的黄铜合金中，也根据需要而实施热处理。在专利文献1的含有Bi的黄铜合金的情况下，在350～550℃、1～8小时的条件下进行热处理。在本实施方式的合金的情况下，首先，若在525℃以上且575℃以下的温度下保持15分钟以上且8小时以下，则抗拉强度、延展性、耐腐蚀性、冲击特性、高温特性提高。但是，若在材料的温度超过620℃的条件下进行热处理，则反而形成许多γ相或β相，并使α相变得粗大。作为热处理条件，热处理的温度优选为575℃以下。另一方面，虽然也能够在低于525℃的温度下进行热处理，但γ相的减少程度急剧减小，因此需要时间。至少在505℃以上且小于525℃的温度下需要100分钟以上、优选为120分钟以上的时间。而且在低于505℃的温度下进行长时间的热处理，会使γ相的减少稍微停止或几乎不减少γ相，并根据条件而出现μ相。热处理的时间以热处理的温度保持的时间需要在525℃以上且575℃以下的温度下至少保持15分钟以上。保持时间有助于γ相的减少，因此优选为40分钟以上，更优选为80分钟以上。保持时间的上限为8小时，并且从经济性考虑为480分钟以下，优选为240分钟以下。或者如所述，在505℃以上、优选为515℃以上且小于525℃的温度下，为100分钟以上、优选为120分钟以上且480分钟以下。作为该温度下的热处理的优点，当热处理前的材料的γ相的量较少时，将α相、κ相的软化停留在最小限度，几乎不发生α相的粒成长，能够得到更高的强度。并且，有助于强度和切削性的κ1相在515℃以上且545℃以下的热处理中存在得最多。随着κ1相从所述温度升高或降低，κ1相的量减少，在500℃以下或590℃以上几乎不存在。作为另一个热处理方法，当在热挤出材料、热锻造品、热压延材料或进行了冷拉伸、拉线等加工的材料在热源内移动的连续热处理炉的情况下，若材料温度超过620℃，则为如所述的问题。但是，暂且将材料的温度提升到525℃以上、优选为530℃以上且620℃以下、优选为595℃以下，继而在相当于525℃以上且575℃以下的温度区域保持15分钟以上的条件下，即，使在525℃以上且575℃以下的温度区域下保持的时间、与保持后在冷却中通过525℃以上且575℃以下的温度区域的时间的总计为15分钟以上，由此能够改善金相组织。在连续炉的情况下，以最高到达温度保持的时间较短，因此在575℃至525℃的温度区域下的冷却速度优选为0.1℃分钟以上且3℃分钟以下，更优选为2℃分钟以下，进一步优选为1.5℃分钟以下。当然，并不局限于575℃以上的设定温度，例如当最高到达温度为545℃时，也可以将545℃至525℃的温度至少保持15分钟以上。相反，当完全到达作为最高到达温度的545℃并且其保持时间为0分钟时，在成为1.3℃分钟以下的平均冷却速度的条件下通过545℃至525℃的温度区域即可。即，如果在525℃以上的温度区域中保持20分钟以上，并在525℃至620℃的范围内，则最高到达温度不成问题。不限于连续炉，保持时间的定义设为从达到最高到达温度减去10℃时起的时间。在这些热处理中，材料也冷却至常温，但在冷却过程中，需要将450℃至400℃的温度区域下的冷却速度设为3℃分钟以上且500℃分钟以下。450℃至400℃的温度区域下的冷却速度优选为4℃分钟以上。即，需要以500℃附近为界而加快冷却速度。通常，在炉中的冷却中，温度更低一方、例如550℃至430℃一方的冷却速度变缓。铸件的热处理当最终产品为铸件时，也将浇铸后冷却至常温的铸件通过以下1～4中的任一条件，对铜合金进行加热、冷却。1在525℃以上且575℃以下的温度下保持15分钟至8小时，或2在505℃以上且小于525℃的温度下保持100分钟至8小时，或3暂且将材料的温度提高到525℃以上且620℃以下，继而在525℃以上且575℃以下的温度区域下保持15分钟以上，或者4在与上述3相当的条件下，具体而言将525℃以上且575℃以下的温度区域以0.1℃分钟以上且3℃分钟以下的平均冷却速度进行冷却。接着，将450℃至400℃的温度区域以3℃分钟以上且500℃分钟以下的平均冷却速度进行冷却，由此能够改善金相组织。若用2000倍或5000倍的电子显微镜观察金相组织，则是否存在μ相的边界的冷却速度在450℃至400℃的温度区域中约为8℃分钟。尤其，对各种特性有较大影响的临界冷却速度约为3℃分钟或约为4℃分钟。当然，μ相的出现也依赖于组成，Cu浓度越高、Si浓度越高、金相组织的关系式f1的值越大，μ相的形成越快速进行。即，若450℃至400℃的温度区域的冷却速度慢于8℃分钟，则析出于晶界的μ相的长边的长度达到约1μm，随着冷却速度减缓而进一步生长。而且，若冷却速度成为约5℃分钟，则μ相的长边的长度从约3μm成为约10μm。若冷却速度成为约小于3℃分钟，则μ相的长边的长度超过15μm，在某些情况下超过25μm。若μ相的长边的长度达到约10μm，则用1000倍的金属显微镜能够使μ相区别于晶粒边界，从而能够进行观察。另一方面，冷却速度的上限虽然根据热加工温度等而不同，但若冷却速度过快，则高温下形成的构成相直接维持至常温，κ相增加，影响耐腐蚀性、冲击特性的β相、γ相增加。目前，含有Pb的黄铜合金占铜合金的挤出材料的绝大部分。在该含有Pb的黄铜合金的情况下，如专利文献1所述，以350～550℃的温度根据需要而进行热处理。下限的350℃是进行再结晶且材料大致软化的温度。上限的550℃下完成再结晶并且再晶粒开始粗大化。并且，由于提高温度而存在能量上的问题，并且，若以超过550℃的温度进行热处理，则β相明显增加。因此，考虑上限为550℃。作为一般的制造设备，可使用分次式熔炉或连续炉，在分次式熔炉的情况下，炉冷后从约300℃达到约50℃后进行气冷。在连续炉的情况下，在材料温度降低至约300℃之前，以比较慢的速度进行冷却。以与本实施方式的合金的制造方法不同的冷却速度进行冷却。关于本实施方式的合金的金相组织，在制造工序中重要的是，在热处理后或热加工后的冷却过程中450℃至400℃的温度区域下的冷却速度。当冷却速度小于3℃分钟时，μ相所占的比例增大。μ相主要以晶粒边界、相边界为中心而形成。在恶劣环境下，μ相比α相、κ相的耐腐蚀性差，因此成为μ相的选择腐蚀和晶界腐蚀的原因。并且，与γ相相同地，μ相成为应力集中源或成为晶界滑移的原因，降低冲击特性和高温强度。优选为在热加工后的冷却中，450℃至400℃的温度区域下的冷却速度为3℃分钟以上，优选为4℃分钟以上，更优选为8℃分钟以上，上限为500℃分钟以下，优选为300℃分钟以下。冷加工工序为了得到高强度，为了提高尺寸精度，或为了使被挤压的线圈成为直线，也可以对热挤出材料实施冷加工。例如对热挤出材料以约2％～约20％、优选为以约2％～约15％、更优选为以约2％～约10％的加工率实施冷拉伸，并实施热处理。或者在热加工继而进行热处理后，以约2％～约20％、优选为以约2％～约15％、更优选为以约2％～约10％的加工率实施冷拉线加工、压延加工，并且在某些情况下施加矫正工序。对于最终产品的尺寸，有时还重复实施冷加工和热处理。另外，有时仅由矫正设备提高棒材的直线度或对热加工后的锻造品实施喷丸处理，实质的冷加工率为约0.1％～约1.5％左右，即使有轻微的冷加工率，也会使强度变高。冷加工的优点为能够提高合金的强度这一点。通过对热加工材料组合进行2％～20％的加工率下的冷加工和热处理，即使其顺序相反，也能够取得高强度、延展性、冲击特性的平衡，能够根据用途而得到重视强度、重视延展性和韧性的特性。当在加工率为2～15％的冷加工后实施本实施方式的热处理时，通过热处理而充分恢复α相、κ相这两相，但不会完全再结晶，在两相中有加工应变残留。同时γ相减少，而另一方面针状κ相κ1相存在于α相内并且α相增强，而且κ相增加。其结果，延展性、冲击特性、抗拉强度、高温特性、强度延展性平衡指数均超过热加工材料，平衡指数f8成为690以上，进一步成为700以上。或者，f9达到715以上，进一步达到725以上。通过采用这种制造工序，能够制成耐腐蚀性优异、冲击特性、延展性、强度及切削性优异的合金。另外，作为易切削性铜合金，在广泛地一般使用的铜合金中，若在实施了2～15％的冷加工之后加热至505℃～575℃，则通过再结晶而强度大幅下降。即，实施了冷加工的现有易切削铜合金中，通过再结晶热处理而强度大幅下降，但实施了冷加工的本实施方式的合金反而使强度上升，并得到非常高的强度。这样，实施了冷加工的本实施方式的合金与现有易切削铜合金是热处理后的行迹完全不同。低温退火在棒材、锻造品、铸件中，主要为了去除残余应力和矫正棒材，有时会在再结晶温度以下的温度下对棒材、锻造品进行低温退火。在本实施方式的合金的情况下，维持抗拉强度，并且伸长率、屈服强度提高。作为该低温退火的条件，优选将材料温度设为240℃以上且350℃以下，将加热时间设为10分钟至300分钟。进而将低温退火的温度材料温度设为T℃、将加热时间设为t分钟时，优选在满足150≤T-220×t12≤1200的关系的条件下实施低温退火。另外，此处设为从比达到规定的温度T℃的温度低10℃的温度T-10开始，对加热时间t分钟进行计数测量。当低温退火的温度低于240℃时，残余应力的去除不够充分，并且不会充分进行矫正。当低温退火的温度超过350℃时，以晶粒边界、相边界为中心形成μ相。若低温退火的时间小于10分钟，则残余应力的去除不够充分。若低温退火的时间超过300分钟则μ相增大。随着提高低温退火的温度或增加时间，μ相增大，从而耐腐蚀性、冲击特性及高温特性降低。然而，通过实施低温退火无法避免μ相的析出，如何去除残余应力并且将μ相的析出限制在最小限度成为关键。另外，T-220×t12的值的下限为150，优选为180以上，更优选为200以上。并且，T-220×t12的值的上限为1200，优选为1100以下，更优选为1000以下。通过这种制造方法来制造本发明的第1、2实施方式的高强度易切削性铜合金。热加工工序、热处理还称为退火工序、低温退火工序为对铜合金进行加热的工序。当不进行低温退火工序时，或者在低温退火工序之后进行热加工工序或热处理工序时当低温退火工序未成为在最后对铜合金进行加热的工序时，与冷加工的有无无关地，热加工工序、热处理工序中之后进行的工序成为重要。当在热处理工序之后进行热加工工序或在热加工工序之后不进行热处理工序时当热加工工序成为在最后对铜合金进行加热的工序时，热加工工序需要满足上述加热条件和冷却条件。当在热加工工序之后进行热处理工序或在热处理工序之后不进行热加工工序时当热处理工序成为在最后对铜合金进行加热的工序时，热处理工序需要满足上述加热条件和冷却条件。例如，当在热锻造工序之后不进行热处理工序时，热锻造工序需要满足上述热锻造的加热条件和冷却条件。当在热锻造工序之后进行热处理工序时，热处理工序需要满足上述热处理的加热条件和冷却条件。该情况下，热锻造工序未必一定要满足上述热锻造的加热条件和冷却条件。在低温退火工序中，材料温度为240℃以上且350℃以下，该温度与是否生成μ相有关，与γ相减少的温度范围575～525℃、525～505℃无关。这样，低温退火工序中的材料温度与γ相的增减无关。因此，当在热加工工序或热处理工序之后进行低温退火工序时当低温退火工序成为在最后对铜合金进行加热的工序时，与低温退火工序的条件一同，低温退火工序之前的工序在立即进行低温退火工序之前对铜合金进行加热的工序的加热条件和冷却条件变得重要，低温退火工序和低温退火工序之前的工序需要满足上述加热条件和冷却条件。详细而言，在低温退火工序之前的工序中，在热加工工序、热处理工序中、在该工序之后进行的工序的加热条件和冷却条件也变得重要，需要满足上述加热条件和冷却条件。当在低温退火工序之后进行热加工工序或热处理工序时，如所述那样在热加工工序、热处理工序中、该工序之后进行的工序变得重要，需要满足上述加热条件和冷却条件。另外，也可以在低温退火工序之前或之后进行热加工工序或热处理工序。根据设为如上构成的本发明的第1、第2实施方式的易切削性合金，如上述那样规定了合金组成、组成关系式、金相组织、组织关系式，因此在恶劣环境下的耐腐蚀性、冲击特性及高温强度优异。并且，即使Pb的含量少，也能够得到优异的切削性。以上，对本发明的实施方式进行了说明，但本发明并不限定于此，在不脱离其发明的技术要求的范围内可适当进行变更。实施例以下示出为了确认本发明的效果而进行的确认实验的结果。另外，以下的实施例用于说明本发明的效果，实施例中所记载的构成要件、工序、条件并非限定本发明的技术范围。实施例1＜实际操作实验＞利用在实际操作中使用的低频熔炉及半连续铸造机实施了铜合金的原型试验。表2中示出合金组成。另外，由于使用了实际操作设备，因此在表2所示的合金中也对杂质进行了测定。并且，制造工序设为表5～表11所示的条件。工序No.A1～A14、AH1～AH14利用实际操作的低频熔炉及半连续铸造机制造了直径240mm的小坯。原料使用了依照实际操作的原料。将小坯切断成700mm的长度并进行了加热。进行热挤压而设为直径25.6mm的圆棒状并卷绕成线圈挤出材料。接着，通过线圈的保温和风扇的调整，在575℃～525℃的温度区域及450℃至400℃的温度区域以20℃分钟的冷却速度对挤出材料进行冷却。在400℃以下的温度区域中也以约20℃分钟的冷却速度进行冷却。以热挤压的最后阶段为中心并使用辐射温度计来进行温度测定，测定了从利用挤压机挤出时起约3～4秒后的挤出材料的温度。另外，使用了DaidoSteelCo.,Ltd.制造的DS-06DF型辐射温度计。确认到该挤出材料的温度的平均值为表5、6所示的温度的±5℃在表5、6所示的温度-5℃～表5、6所示的温度+5℃的范围内。在工序No.AH14中，将挤压温度设为580℃。在工序AH14以外的工序中，将挤压温度设为640℃。在挤压温度为580℃的工序No.AH14中，所准备的两种材料均未能挤出至最后而被放弃。挤出后，在工序No.AH1中仅实施了矫正。在工序No.AH2中，将直径25.6mm的挤出材料冷拉伸至直径25.0mm。在工序No.A1～A6、AH3～AH6中，将直径25.6mm的挤出材料冷拉伸至直径25.0mm。用实际操作的电炉或实验室的电炉对拉伸材料以规定的温度、时间进行加热保持，并且改变了冷却过程的575℃至525℃的温度区域下的平均冷却速度、或450℃至400℃的温度区域下的平均冷却速度。在工序No.A7～A9、AH7～AH8中，将直径25.6mm的挤出材料冷拉伸至直径25.0mm。用连续炉对拉伸材料进行了热处理，并且改变了最高到达温度、冷却过程的575℃至525℃的温度区域下的冷却速度、或450℃至400℃的温度区域下的冷却速度。在工序No.A10、A11中，对直径25.6mm的挤出材料进行了热处理。接着，在工序No.A10、A11中，实施冷加工率分别为约5％、约8％的冷拉伸，然后进行矫正，使直径分别成为25mm、24.5mm在热处理后进行拉伸、矫正。工序No.A12中拉伸后的尺寸为φ24.5mm，除此以外，与工序No.A1相同的工序。工序No.A13、工序No.A14与工序No.AH12、工序No.AH13中，改变了热挤出后的冷却速度，并且改变了冷却过程的575℃至525℃的温度区域下的冷却速度、或450℃至400℃的温度区域下的冷却速度。如表5、6所示，关于热处理条件，将热处理的温度从490℃改变至635℃，将保持时间从5分钟改变至180分钟。另外，在下表中，用“○”表示在热处理前进行了冷拉伸的情况，用“-”表示未进行的情况。关于合金No.1，将熔融金属移至保持炉，使其追加含有Sn、Fe，并实施工序No.EH1、E1而进行了评价。工序No.B1～B3、BH1～BH3将在工序No.A10中得到的直径25mm的材料棒材切断为3m的长度。接着，在模板上排列该棒材，以矫正目的进行了低温退火。将此时的低温退火条件作为表8所示的条件。另外，表中的条件式的值为下述式的值。条件式＝T-220×t12T：温度材料温度℃、t：加热时间分钟结果，只有工序No.BH1的线性度差。因此，关于在工序No.BH1中制作的铜合金，未进行特性的评价。工序No.C0、C1利用实际操作的低频熔炉及半连续铸造机制造了直径240mm的铸锭小坯。原料使用了依照实际操作的原料。将小坯切断成500mm的长度并进行了加热。而且，进行热挤压而设为直径50mm的圆棒状挤出材料。该挤出材料以直棒形状在挤出台被挤出。以挤压的最后阶段为中心并使用辐射温度计来进行温度测定，测定了从利用挤压机挤出的时点起约3秒～4秒后的挤出材料的温度。确认到该挤出材料的温度的平均值为表9所示的温度的±5℃在表9所示的温度-5℃～表9所示的温度+5℃的范围内。另外，挤出后的575℃至525℃的冷却速度及450℃至400℃的冷却速度分别为15℃分钟、15℃分钟挤出材料。在后述工序中，将在工序No.C0中获得的挤出材料圆棒用作了锻造用原材料。工序No.C1中，在560℃下加热60分钟，继而将450℃至400℃的冷却速度设为12℃分钟。工序No.D1～D7、DH1～DH6将在工序No.C0中得到的直径50mm的圆棒切断为180mm的长度。横向放置该圆棒，使用热锻压能力150吨的压机锻造成厚度成为16mm。在刚热锻造成规定的厚度之后经过约3秒～约4秒后，使用辐射温度计进行了温度的测定。确认到热锻温度热加工温度为表10所示的温度±5℃的范围在表10所示的温度-5℃～表10所示的温度+5℃的范围内。在工序No.D1～D4、DH2、DH6中，用实验室的电炉进行热处理，并改变热处理的温度、时间、575℃至525℃的温度区域下的冷却速度及450℃至400℃的温度区域下的冷却速度来实施。在工序No.D5、D7、DH3、DH4中，用连续炉以565℃至590℃加热3分钟，并改变冷却速度来实施。另外，热处理的温度为材料的最高到达温度，作为保持时间，采用了在最高到达温度至最高到达温度-10℃的温度区域中保持的时间。在工序No.DH1、D6、DH5中，在热锻造后的冷却中，改变575℃至525℃及450℃至400℃的温度区域下的冷却速度来实施。另外，均以锻造后的冷却结束了试样的制作操作。＜实验室实验＞使用实验室设备实施了铜合金的原型试验。表3及表4中示出合金组成。另外，剩余部分为Zn及不可避免的杂质。表2所示的组成的铜合金也用于实验室实验中。并且，制造工序设为表12～表16所示的条件。工序No.E1、EH1在实验室中，以规定的成分比熔解了原料。将熔融金属浇铸于直径100mm、长度180mm的金属模中，从而制作了小坯。另外，从进行实际操作的熔炉中也将熔融金属的一部分浇铸于直径100mm、长度180mm的金属模中，从而制作了小坯。对该小坯进行加热，在工序No.E1、EH1中挤出为直径40mm的圆棒。在挤压试验机刚停止后使用辐射温度计进行了温度测定。结果相当于从利用挤压机挤出时起约3秒或4秒后的挤出材料的温度。在工序No.EH1中，以挤压出结束了试样的制作操作，所得的挤出材料在后述工序中用作了热锻造原材料。在工序No.E1中，在挤出后以表12所示的条件进行了热处理。工序No.F1～F5、FH1、FH2将在工序No.EH1及后述工序No.PH1中得到的直径40mm的圆棒切断成180mm的长度。横向放置工序No.EH1的圆棒或工序No.PH1的铸件，并使用热锻压能力150吨的压机锻造成厚度成为15mm。在刚热锻造成规定的厚度之后经过约3秒～4秒后，使用辐射温度计进行了温度的测定。确认到热锻温度热加工温度为表13所示的温度±5℃的范围在表13所示的温度-5℃～表13所示的温度+5℃的范围内。将575℃至525℃的温度区域下的冷却速度及450℃至400℃的温度区域下的冷却速度分别设为20℃分钟、18℃分钟。在工序No.FH1中，对在工序No.EH1中得到的圆棒实施了热锻造，以热锻造后的冷却结束了试样的制作操作。在工序No.F1、F2、F3、FH2中，对在工序No.EH1中得到的圆棒实施了热锻造，在热锻造后进行了热处理。改变加热条件、575℃至525℃的温度区域下的冷却速度及450℃至400℃的温度区域下的冷却速度来实施了热处理。在工序No.F4、F5中，使用作为锻造原材料而浇铸于金属模中的铸件No.PH1进行了热锻造。在热锻造后改变加热条件、冷却速度来实施了热处理退火。工序No.P1～P3、PH1在工序No.PH1中，将以规定的成分比熔解了原料的熔融金属浇铸于内径φ40mm的金属模中，从而得到铸件。从进行实际操作的熔炉中将熔融金属的一部分浇铸于内径40mm的金属模中，从而制作了铸件。在工序No.PC中，通过连续铸造制作出直径φ40mm的连续铸造棒未记载于表中。在工序No.P1中，对工序No.PH1的铸件实施了热处理，在工序No.P2、P3中，对工序No.PC的铸件实施了热处理。在工序No.P1～P3中，改变加热条件、冷却速度而实施了热处理。在工序No.R1中，从进行实际操作的熔炉中将熔融金属的一部分浇铸于35mm×70mm的铸模中。将铸件的表面进行面切削并设为30mm×65mm,将该铸件加热至780℃，并实施3道次的热压延而使厚度成为8mm。在最终热压延结束后，约3～约4秒后的材料温度为640℃，之后进行了气冷。然后用电炉对所得的压延板进行了热处理。[表2][表3][表4][表5][表6][表7][表8]条件式：T-220×t12T：温度℃、t：时间分钟[表9][表10][表11][表12][表13][表14][表15][表16]关于上述试验材料，通过以下步骤，对金相组织观察、耐腐蚀性脱锌腐蚀试验浸渍试验、切削性进行了评价。金相组织的观察通过以下方法观察了金相组织，并通过图像解析测定了α相、κ相、β相、γ相、μ相的面积率％。另外，α’相、β’相、γ’相设为分别包含于α相、β相、γ相中。针对各试验材料的棒材、锻造品，与长边方向平行地，或与金相组织的流动方向平行地进行切断。接着，对表面进行镜面抛光mirrorfacepolishing，并用过氧化氢与氨水的混合液进行了蚀刻。蚀刻时使用了将3vol％的过氧化氢水3mL与14vol％的氨水22mL进行混合而得的水溶液。在约15℃～约25℃的室温下，将金属的抛光面浸渍于该水溶液中约2秒～约5秒。使用金属显微镜，主要以500倍的倍率观察了金相组织，并且根据金相组织的状况而以1000倍观察了金相组织。在5个视场的显微照片中，使用图像处理软体“PhotoshopCC”手动涂满了各相α相、κ相、β相、γ相、μ相。接着，通过图像解析软体“WinROOF2013”进行二值化，从而求出了各相的面积率。详细而言，关于各相，求出5个视场的面积率的平均值，并将平均值设为各相的相比率。而且，将所有构成相的面积率的总计设为100％。通过以下方法测定了γ相、μ相的长边的长度。主要使用500倍、在难以判别时使用1000倍的金属显微镜照片，在1个视场中测定了γ相的长边的最大长度。在任意的5个视场中进行该操作，计算所得的γ相的长边最大长度的平均值，并设为γ相的长边的长度。相同地，根据μ相的大小，使用500倍或1000倍的金属显微照片，或使用2000倍或5000倍的二次电子像照片电子显微照片，在1个视场中测定了μ相的长边的最大长度。在任意的5个视场中进行该操作，计算所得的μ相的长边最大长度的平均值，并设为μ相的长边的长度。具体而言，使用打印出约70mm×约90mm尺寸的照片进行了评价。在500倍倍率的情况下，观察视场的尺寸为276μm×220μm。当相的识别困难时，通过FE-SEM-EBSP电子背散射稍微图像ElectronBackScatteringDiffractonPattern法，以500倍或2000倍的倍率对相进行了指定。并且，在改变冷却速度的实施例中，为了确认有无主要析出于晶粒边界的μ相，使用JEOLLtd.制造的JSM-7000F在加速电压15kV、电流值设定值15的条件下拍摄二次电子像，并且以2000倍或5000倍倍率确认到金相组织。当能够用2000倍或5000倍的二次电子像确认μ相，但不能用500倍或1000倍的金属显微照片确认μ相时，未计算面积率。即，被2000倍或5000倍的二次电子像观察到但未能在500倍或1000倍的金属显微照片中确认的μ相并未包含在μ相的面积率中。这是因为，无法用金属显微镜确认的μ相主要是长边的长度为5μm以下、宽度约0.3μm以下，因此对面积率的影响较小。μ相的长度在任意5个视场中进行测定，如所述那样将5个视场的最长长度的平均值设为μ相的长边的长度。μ相的组成确认通过附属的EDS进行。另外，当未能以500倍或1000倍确认μ相，但以更高的倍率测定出μ相的长边的长度时，在表中的测定结果中μ相的面积率虽然为0％，但仍记载有μ相的长边的长度。μ相的观察关于μ相，若在热挤出后或热处理后，将450℃～400℃的温度区域以8℃分钟或15℃分钟以下的冷却速度进行冷却，则能够确认μ相的存在。图1表示试验No.T05合金No.S01工序No.A3的二次电子像的一例。在α相的晶粒边界确认到有μ相析出白灰色细长的相。存在于α相中的针状κ相存在于α相中的针状κ相κ1相是宽度为约0.05μm至约0.5μm，且为细长的直线状、针状方式。如果宽度为0.1μm以上，则能够用金属显微镜确认κ1相的存在。图2表示试验No.T73合金No.S02工序No.A1的金属显微照片作为代表性的金属显微照片。图3表示试验No.T73合金No.S02工序No.A1的电子显微照片作为代表性的存在于α相内的针状κ相的电子显微照片。另外，图2、3的观察位置并不相同。铜合金中，可能与存在于α相的双晶混淆，但就存在于α相中的κ相而言，κ相自身的宽度窄，双晶是两个为1组，因此可以区分它们。在图2的金属显微照片中，可以在α相内观察到细长直线的针状图案的相。在图3的二次电子像电子显微照片中，明确地确认到存在于α相内的图案为κ相。κ相的厚度为约0.1～约0.2μm。用金属显微镜判断了α相中的针状κ相的量数。在金属构成相的判定金相组织观察中使用所拍摄的500倍或1000倍倍率下的5个视场的显微照片。在打印出纵长为约70mm、横长为约90mm的尺寸的放大视场中，测定针状κ相的数量，并求出了5个视场的平均值。当针状κ相的数量在5个视场中的平均值为20以上且小于70时，判断为大致充分具有针状κ相，并记为“△”。当针状κ相的数量在5个视场中的平均值为70以上时，判断为具有许多针状κ相，并记为“○”。当针状κ相的数量在5个视场中的平均值为19以下时，判断为不具有针状κ相或不存在足够量的针状κ相，并记为“×”。无法用照片确认的针状κ1相的数量并未包含在内。机械特性抗拉强度将各试验材料加工成JISZ2241的10号试片，从而进行了抗拉强度的测定。如果不包括冷加工工序的热挤出材料或热锻材料的抗拉强度为550Nmm2以上、优选为580Nmm2以上、更优选为600Nmm2以上、最优选为625Nmm2以上，则在易切削性铜合金中也为最高水准，从而能够实现在各领域中使用的构件的薄壁化轻量化、或增大容许应力。另外，本实施方式的合金为具有高抗拉强度的铜合金，因此抗拉试片的完工面粗糙度对伸长率或抗拉强度赋予影响。因此，以满足下述条件的方式制作出抗拉试片。抗拉试片的完工面粗糙度的条件在抗拉试片的标点间的任意位置的每基准长度4mm的截面曲线中，Z轴的最大值与最小值之差为2μm以下。截面曲线是指，将截止值λs的低通滤波器适用于测定截面曲线而得的曲线。高温蠕变根据各试片制作出JISZ2271的直径10mm的带法兰的试片。测定了在将相当于室温的0.2％屈服强度的荷载施加于试片的状态下，在150℃下经过100小时后的蠕变应变。以0.2％屈服强度即常温下的标点间的伸长率施加相当于0.2％的塑性变形的荷载，如果在施加了该荷载的状态下将试片在150℃下保持100小时之后的蠕变应变为0.3％以下，则为良好。如果该蠕变应变为0.2％以下，则为铜合金中的最高水准，例如，能够在高温下使用的阀、靠近发动机室的汽车部件中，用作可靠性高的材料。冲击特性在冲击试验中，从挤压棒材、锻造材料及其替代材料、铸造材料、连续铸造棒材中选取了依照JISZ2242的U形凹口试片凹口深度2mm、凹口底部半径1mm。用半径2mm的冲击刃进行夏比冲击试验，并测定了冲击值。另外，用V凹口试片和U形凹口试片进行时的冲击值的关系大致如下。V凹口冲击值＝0.8×U形凹口冲击值-3切削性作为切削性的评价，如下对使用了车床的切削试验进行了评价。对直径50mm、40mm或25.6mm的热挤压棒材、直径25mm24.5mm的冷拉伸材料及铸件实施切削加工而制作出直径18mm的试验材料。对锻造材料实施切削加工而制作出直径14.5mm的试验材料。将尖头直锋刀具pointnosestraighttool，尤其将不带断屑槽的碳化钨刀具安装在车床上。使用该车床，在干式条件下，并在前刀角-6度、刀尖半径0.4mm、切削速度150m分钟、切削深度1.0mm、进给速度0.11mmrev的条件下，在直径18mm或直径14.5mm的试验材料的圆周上进行了切割。从包括安装于工具的3个部分的测力计MIHODENKICO.,LTD.制造，AST式工具测力计AST-TL1003发出的信号转换为电气电压信号electricalvoltagesignal，并记录在记录器中。接着，这些信号被转换为切削阻力N。因此，通过测定切削阻力尤其在切削时显示最高值的主分力，对合金的切削性进行了评价。同时选取切屑，并通过切屑形状对切削性进行了评价。在实际使用的切割中成为最大问题的是，切屑缠上工具或切屑的体积较大。因此，将只产生切屑形状为1卷以下的切屑的情况评价为“○”good良好。将产生切屑形状超过1卷且3卷为止的切屑的情况评价为“△”fair尚可。将产生切屑形状超过3卷的切屑的情况评价为“×”poor不良。这样，进行了3个阶段的评价。切削阻力还依赖于材料的强度，例如剪断应力、抗拉强度和0.2％屈服强度，具有强度越高的材料切削阻力越高的倾向。如果与含有1～4％的Pb的易切削黄铜棒的切削阻力相比，切削阻力高出约10％至约20％的程度，则在实际使用上被充分容许。本实施方式中，以130N为界边界值来对切削阻力进行了评价。详细而言，若切削阻力为130N以下，则评价为切削性优异评价：○。若切削阻力超过130N且为150N以下，则将切削性评价为“尚可△”。若切削阻力超过150N，则评价为“不良×”。另外，对58质量％Cu-42质量％Zn合金实施工序No.F1来制作试样并进行了评价的结果，切削阻力为185N。热加工试验将直径50mm、直径40mm、直径25.6mm或直径25.0mm的棒材及通过切割而使铸件成为直径15mm，并切断成长度25mm来制作出试验材料。将试验材料在740℃或635℃下保持了15分钟。接着，纵向放置试验材料，并使用以10吨的热压缩能力并设有电炉的Amsler试验机，在应变速度0.02秒、加工率80％下进行高温压缩，从而使厚度成为5mm。关于热加工性的评价，当使用10倍倍率的放大镜观察到0.2mm以上开口的破裂时，判断为产生破裂。将在740℃、635℃这两个条件下均未产生破裂的情况评价为“○”good。将在740℃下产生了破裂但在635℃下未产生破裂的情况评价为“△”fair。将在740℃下未产生破裂但在635℃下产生了破裂的情况评价为“▲”fair。将在740℃、635℃这两个条件下均产生破裂的情况评价为“×”poor。在740℃、635℃这两个条件下均未产生破裂时，关于实际使用上的热挤压及热锻造，就实施方面而言，即使发生一些材料温度下降，并且，即使金属模或铸模与材料虽是瞬时但有接触且材料的温度下降，只要在适当的温度下实施则在实际使用上没有问题。当在740℃和635℃中的任一温度下产生破裂时，判断为可以实施热加工，但在实际使用上受到很大限制而需要以更窄的温度范围进行管理。当在740℃、635℃这两种温度下产生破裂时，判断为在实际使用上存在大问题，为不良。铆接弯曲加工性为了对铆接弯曲加工性进行评价，将棒材、锻造材料的外周切割而使外径成为13mm，用直径φ10mm的钻头钻孔，并将长度切断成10mm。通过以上方式，制作出外径13mm、厚度1.5mm、长度10mm的圆筒状试样。将该试样夹入虎钳中，通过人力而使其扁平成椭圆形，并调查了有无破裂。由下式计算出产生破裂时的铆接率扁平率。铆接率＝1-扁平后的内侧的短边的长度内径×100％扁平后的内侧的短边的长度mm＝扁平后的椭圆形状的外侧的短边的长度-壁厚×2内径mm＝圆筒的外径-壁厚×2另外，对圆筒状材料施加力而使其扁平，并在卸裁时试图通过回弹而恢复成原来的形状，此处是指永久变形的形状。此处，当产生破裂时的铆接率弯曲加工率为30％以上时，将铆接弯曲加工性评价为“○”良好，good。当铆接率弯曲加工率为15％以上且小于30％时，将铆接弯曲加工性评价为“△”尚可，fair。当铆接率弯曲加工率小于15％时，将铆接弯曲加工性评价为“×”不良，poor。另外，用市售的添加有Pb的易切削黄铜棒59％Cu-3％Pb-剩余部分Zn进行铆接试验的结果，铆接率为9％。具备优异的易切削性的合配件有某种脆性。脱锌腐蚀试验1当试验材料为挤出材料时，以使试验材料的曝露试样表面与挤出方向垂直的方式，将试验材料注入酚醛树脂材料中。当试验材料为铸件材料铸造棒时，以使试验材料的曝露试样表面与铸件材料的长边方向垂直的方式，将试验材料注入酚醛树脂材料中。当试验材料为锻造材料时，以使试验材料的曝露试样表面与锻造的流动方向垂直的方式注入酚醛树脂材料中。将试样表面通过至1200号的金钢砂纸进行抛光，接着，在纯水中进行超音波清洗并用鼓风机进行干燥。之后，将各试样浸渍于所准备的浸渍液中。试验结束后，以使曝露表面与挤出方向、长边方向或锻造的流动方向保持垂直的方式，将试样再次注入到酚醛树脂材料中。接着，以使腐蚀部的截面作为最长的切断部而获得的方式切断试样。接着对试样进行了抛光。使用金属显微镜，以500倍的倍率在显微镜的10个视场任意的10个视场中对腐蚀深度进行了观察。最深的腐蚀点被记录为最大脱锌腐蚀深度。在脱锌腐蚀试验中，作为浸渍液，准备了以下试验液，并实施了上述操作。向蒸馏水中投入市售的药剂而对试验液进行了调整。假设腐蚀性高的自来水，并投入了氯化物离子80mgL、硫酸根离子40mgL及硝酸根离子30mgL。碱度及硬度以日本一般的自来水为基准分别调整为30mgL、60mgL。为了将pH降低至6.5，一边对二氧化碳进行流量调整一边进行投入，为了使溶氧浓度饱和，时常投入了氧气。在水温为25℃±5℃20～30℃下进行。如果使用该溶液，则可推测成为该恶劣的腐蚀环境下的约50倍的加速试验。只要最大腐蚀深度为50μm以下，则耐腐蚀性良好。当要求优异的耐腐蚀性时，可推测最大腐蚀深度优选为35μm以下，进一步优选为25μm以下。本实施例中，基于这些推测值进行了评价。另外，在试验液中将试样保持了3个月。接着，从水溶液中取出试样，并测定了其脱锌腐蚀深度的最大值最大脱锌腐蚀深度。脱锌腐蚀试验2：ISO6509脱锌腐蚀试验本试验作为脱锌腐蚀试验方法而被诸多国家所采用，在JIS标准中也以JISH3250规定。与脱锌腐蚀试验相同地将试验材料注入了酚醛树脂材料中。将各试样浸渍于1.0％的氯化铜二水合物CuCl2·2H2O的水溶液12.7gL中，在75℃的温度条件下保持了24小时。之后，从水溶液中取出试样。以使曝露表面与挤出方向、长边方向或锻造的流动方向保持垂直的方式，将试样再次注入到酚醛树脂材料中。接着，以使腐蚀部的截面作为最长的切断部而获得的方式切断试样。接着对试样进行了抛光。使用金属显微镜，以100倍或500倍的倍率在显微镜的10个视场中对腐蚀深度进行了观察。最深的腐蚀点被记录为最大脱锌腐蚀深度。另外，当进行ISO6509的试验时，若最大腐蚀深度为200μm以下，则成为在实际使用上对耐腐蚀性没有问题的水准。尤其在要求优异的耐腐蚀性时，设为最大腐蚀深度优选为100μm以下，进一步优选为50μm以下。本试验中，将最大腐蚀深度超过200μm的情况评价为“×”poor。将最大腐蚀深度超过50μm且200μm以下的情况评价为“△”fair。将最大腐蚀深度为50μm以下的情况严格地评价为“○”good。本实施方式为了假设恶劣的腐蚀环境而采用了严格的评价基准，仅将评价为“○”的情况视为耐腐蚀性良好。将评价结果示于表17～表55。试验No.T01～T62、T71～T114、T121～T169为实际操作的实验中的结果。试验No.T201～T208通过有意地追加而使实际操作炉的熔融金属含有Sn、Fe。试验No.T301～T337实验室的实验中的相当于实施例的结果。试验No.T501～T537为实验室的实验中的相当于比较例的结果。另外，关于表中的μ相的长边的长度，值”40”表示40μm以上。并且，关于表中的γ相的长边的长度，值“150”表示150μm以上。[表17][表18][表19][表20][表21][表22][表23][表24][表25][表26][表27][表28][表29][表30][表31][表32][表33][表34][表35][表36][表37][表38][表39][表40][表41][表42][表43][表44][表45][表46][表47][表48][表49][表50][表51][表52][表53][表54][表55]以上实验结果总结如下。1能够确认通过满足本实施方式的组成，并满足组成关系式f1、f2、金相组织的要件及组织关系式f3、f4、f5、f6，从而通过含有少量的Pb而得到良好的切削性，并得到具备良好的热加工性、恶劣的环境下的优异的耐腐蚀性，且带有高强度、良好的延展性、冲击特性、弯曲加工性及高温特性的热挤出材料、热锻材料例如，合金No.S01、S02、S13，工序No.A1、C1、D1、E1、F1、F4。2能够确认通过含有Sb、As而进一步提高了恶劣的条件下的耐腐蚀性合金No.S51、S52。但是，含有过多的Sb、As，耐腐蚀性的提高效果也饱和，延展性伸长率、冲击特性、高温特性反而变差合金No.S51、S52、S116。3能够确认由于含有Bi，切削阻力进一步减小合金No.S51。4能够确认通过使α相中存在针状κ相即κ1相，强度上升，强度伸长率平衡f8、强度伸长率冲击平衡f9变高，切削性良好地得到保持，耐腐蚀性、高温特性提高。尤其，若κ1相的量增加，则强度的提高变得明显，即使γ相为0％，也能够确保良好的切削性例如合金No.S01、S02、S03。5若Cu含量少，则γ相增加，切削性良好，但耐腐蚀性、延展性、冲击特性、弯曲加工性、高温特性变差。相反，若Cu含量多，则切削性变差。并且，延展性、冲击特性及弯曲加工性也变差合金No.S102、S103、S112等。6若Si含量小于3.05质量％，则κ1相的存在不充分，因此抗拉强度低，切削性差，高温特性也差。若Si含量大于3.55质量％，则κ相的量变得过多，并且κ1相也过多地存在，因此伸长率低，加工性、冲击特性、切削性差，抗拉强度也饱和合金No.S102、S104、S113。7若P含量多，则冲击特性、延展性、抗拉强度、弯曲加工性变差。另一方面，若P含量少，则恶劣环境下的脱锌腐蚀深度大，强度低，切削性也差。任意情况下f8、f9均低。若Pb的含量多，则切削性提高，但高温特性、延展性、冲击特性变差。若Pb的含量少，则切削阻力增大，切屑形状变差合金No.S108、S110、S118、S111。8若含有少量的Sn或Al，则γ相略微增加，但冲击特性、高温特性略变差，伸长率变得略低。认为在相边界等上富集有Sn或Al。此外，若Sn或Al的含量增加并分别超过0.05质量％，或Sn与Al的总计含量超过0.06质量％，则γ相增加，对冲击特性、伸长率、高温特性的影响变得明显，耐腐蚀性变差，抗拉强度也降低合金No.S01、S11、S12、S41、S114、S115。9能够确认即使含有存在于实际操作中的程度的不可避免的杂质，也不会较大影响各种特性合金No.S01、S02、S03。认为若含有本实施方式的边界值附近的组成，但超过不可避免的杂质的优选范围的Fe或Cr，则形成Fe与Si的金属间化合物、或Fe与P的金属间化合物，其结果，有效作用的Si浓度、P浓度减少，κ1相的量减少，耐腐蚀性略变差，强度略降低。与金属间化合物的形成相互作用而切削性能、冲击特性、冷加工性略降低合金No.S01、S13、S14、S117。10若组成关系式f1的值低，则γ相增加，有时会也出现β相，切削性良好，但耐腐蚀性、冲击特性、冷加工性、高温特性变差。若组成关系式f1的值高，则κ相增加，有时也会出现μ相，切削性、冷加工性、热加工性、冲击特性变差合金No.S103、S104、S112。11若组成关系式f2的值低，则γ相的量增加，在某些情况下出现β相，切削性良好，但热加工性、耐腐蚀性、延展性、冲击特性、冷加工性、高温特性变差。尤其，合金No.S109虽然满足除了f2以外的全部组成要件，但热加工性、耐腐蚀性、延展性、冲击特性、冷加工性、高温特性差。若组成关系式f2的值高，则尽管Si含量多，但κ1相的存在不充分或较少，因此抗拉强度低，热加工性差。而且推测为粗大的α相的形成和κ1相的量少是主要原因，切削阻力大，切屑的分割性也差。尤其，合金No.S105～S107虽然满足除了f2以外的全部组成要件、关系式f3～f6的大部分，但抗拉强度低，切削性差合金No.S109、S105～S107。12在金相组织中，若γ相的比例大于0.3％或γ相的长边的长度大于25μm，则切削性良好，但强度低，耐腐蚀性、延展性、冷加工性、冲击特性、高温特性变差合金No.S101、S102。若γ相的比例为0.1％以下、进一步为0％，则耐腐蚀性、冲击特性、冷加工性、常温及高温强度变得良好合金No.S01、S02、S03。当μ相的面积率大于1.0％或μ相的长边的长度超过20μm时，耐腐蚀性、延展性、冲击特性、冷加工性、高温特性变差。合金No.S01，工序No.AH4、BH2、DH2。若μ相的比例为0.5％以下且μ相的长边的长度为15μm以下，则耐腐蚀性、延展性、冲击特性、常温及高温特性变得良好合金No.S01、S11。若κ相的面积率大于60％，则切削性、延展性、弯曲加工性、冲击特性变差。另一方面，若κ相的面积率小于29％，则抗拉强度低，切削性差合金No.S104、S113。13当组织关系式f5＝γ+μ超过1.2％时、或f3＝α+κ小于98.6％时，耐腐蚀性、延展性、冲击特性、弯曲加工性、常温及高温特性变差。若组织关系式f5为0.5％以下，则耐腐蚀性、延展性、冲击特性、常温及高温特性变得良好合金No.S01，工序No.AH2、FH1、A1、F1。若组织关系式f6＝κ+6×γ12+0.5×μ大于62或小于30，则切削性差。另外，在具有相同组成并且以不同工序制造的合金中，即使在f6的值相同或较高的情况下如果κ1相的量较少，则切削阻力也较大或相同，也存在切屑的分割性变差的情况合金No.S01、S02、S104、S113，工序No.A1、AH5～AH7、AH9～AH11。14在满足全部组成的要件、金相组织的要件并且未实施冷加工的热挤出材料或锻造材料中，U形凹口的夏比冲击试验值为15Jcm2以上，大部分为16Jcm2以上。抗拉强度均为550Nmm2以上，大多数为580Nmm2以上。κ相约为33％以上，若κ1相存在得较多，则还存在抗拉强度为约590Nmm2以上且620Nmm2以上的热锻造品。而且，强度伸长率的平衡指数f8为675以上，大多数为690以上。强度伸长率冲击的平衡指数f9超过700，大多数超过715，取得了强度与延展性之间的平衡合金No.S01、S02、S03、S23、S27。15只要满足全部组成的要件、金相组织的要件，则通过与冷加工的组合而确保U形凹口的夏比冲击试验值为12Jcm2以上，抗拉强度为600Nmm2以上且显示高强度，平衡指数f8为690以上，大多数为700以上，f9为715以上，大多数为725以上合金No.S01、S03，工序No.A1、A10～A12。16在抗拉强度与硬度之间的关系中，在对合金No.S01、S03、S101的组成实施工序No.F1而制作的合金中，抗拉强度为602Nmm2、625Nmm2、534Nmm2，硬度HRB分别为84、88、68。17Si量为约3.05％以上时，α相内开始存在针状κ1相△，Si量为约3.15％以上时，κ1相大幅增加○。关系式f2影响κ1相的量，若f2为61.0以下，则κ1相增加。若κ1相的量增加，则切削性、抗拉强度、高温特性、强度伸长率冲击的平衡变得良好。可推测α相的增强和切削性的提高是主要原因合金No.S01、S02、S26、S29等。18ISO6509的试验方法中，含有约1％以上的β相或含有约5％以上的γ相的合金为不合格评价：△、×，但含有约3％的γ相或含有约3％的μ相的合金为合格评价：○。本实施方式中所采用的腐蚀环境是基于假设了恶劣环境合金No.S01、S26、S103、S109等。19在使用了量产设备的材料和在实验室中制成的材料的评价中，得到了大致相同的结果合金No.S01、S02，工序No.C1、E1、F1。20关于制造条件：如果将热挤出材料、被挤压拉伸的材料、热锻材料，在525℃以上且575℃以下的温度区域内保持15分钟以上，或在505℃以上且小于525℃的温度下保持100分钟以上，或在连续炉中，在525℃以上且575℃以下的温度下以3℃分钟以下的冷却速度进行冷却，继而将450℃至400℃的温度区域以3℃分钟以上的冷却速度进行冷却，则可以得到γ相大幅减少、几乎不存在μ相的耐腐蚀性、延展性、高温特性、冲击特性、冷加工性及机械强度优异的材料工序No.A1、A5、A8。在对热加工材料及冷加工材料进行热处理的工序中，若热处理的温度低490℃、或在505℃以上且小于525℃的温度下的热处理中保持时间短，则γ相的减少较少，κ1相的量少，耐腐蚀性、冲击特性、延展性、冷加工性、高温特性、强度延展性冲击平衡差工序No.AH6、AH9、DH6。若热处理的温度高，则α相的晶粒变得粗大，κ1相少，γ相的减少较少，因此耐腐蚀性、冷加工性差，切削性也差，抗拉强度也低，f8、f9也低工序No.AH11、AH6。若将热锻材料、挤出材料在515℃或520℃的温度下，以120分钟以上的长时间进行热处理，则γ相大幅减少，κ1相的量也多，将伸长率和冲击值的降低限制在最小限度内，抗拉强度变高，高温特性、f8、f9也提高，因此在要求耐压性能的阀用途中最优选工序No.A5、D4、F2。在热处理后的冷却中，若450℃至400℃的温度区域下的冷却速度慢，则存在μ相，耐腐蚀性、冲击特性、延展性、高温特性差，抗拉强度也低工序No.A1～A4、AH8、DH2、DH3。作为热处理方法，暂且将温度提高至525℃～620℃，在冷却过程中减缓575℃至525℃的温度区域下的冷却速度，由此γ相大幅减少或成为0％，并且得到良好的耐腐蚀性、冲击特性、冷加工性、高温特性。在连续热处理方法中也确认到特性的改善。工序No.A7～A9、D5。在热锻造后、热挤出后的冷却中，通过将575℃至525℃的温度区域下的冷却速度控制为1.6℃分钟，得到热锻造后的γ相所占的比例少的锻造品工序No.D6。并且，即使使用铸件作为热锻造原材料，也与挤出材料的使用相同地得到良好的各种特性。工序No.F4、F5。若将铸件在适当的条件下进行热处理，则得到γ相所占的比例少的铸件工序No.P1～P3。若将热压延材料在适当的条件下进行热处理，则得到γ相所占的比例少的压延材料工序No.R1。若对挤出材料施加加工率为约5％、约8％的冷加工后进行规定的热处理，则与热挤出材料相比，耐腐蚀性、冲击特性、高温特性、抗拉强度提高，尤其抗拉强度提高了约60Nmm2、约70Nmm2，平衡指数f8、f9也提高了约70～约80工序No.AH1、A1、A12。若将热处理材料以冷加工率5％进行加工，则与挤出材料相比，抗拉强度提高约90Nmm2，f8、f9提高约100，耐腐蚀性、高温特性也有所提高。若将冷加工率设为约8％，则抗拉强度提高约120Nmm2，f8、f9提高了约120工序No.AH1、A10、A11。若实施适当的热处理，则α相中会存在针状κ相工序No.A1、D7、C1、E1、F1。可推测通过κ1相的存在，抗拉强度提高，切削性也良好，补偿了γ相的大幅减少。能够确认在冷加工后或热加工后进行低温退火的情况下，以240℃以上且350℃以下的温度加热10分钟至300分钟，将加热温度设为T℃、将加热时间设为t分钟时，若以150≤T-220×t12≤1200的条件进行热处理，则能够得到具备恶劣的环境下的优异的耐腐蚀性，带有良好的冲击特性、高温特性的冷加工材料、热加工材料合金No.S01，工序No.B1～B3。在对合金No.S01、S02实施了工序No.AH14的试样中，由于变形阻力高，未能挤出至最后，因此中止了之后的评价。在工序No.BH1中，矫正不充分且低温退火不适当，从而产生品质上的问题。根据以上情况，如本实施方式的合金那样，各添加元素的含量和各组成关系式、金相组织、各组织关系式在适当的范围内的本实施方式的合金的热加工性热挤压、热锻造优异，且耐腐蚀性、切削性也良好。并且，为了在本实施方式的合金中获得优异的特性，能够通过将热挤压及热锻造中的制造条件、热处理中的条件设为适当范围来实现。产业上的可利用性本发明的易切削性铜合金的热加工性热挤压性及热锻造性优异，并且切削性优异、高强度下与伸长率或冲击特性之间的平衡、高温特性、耐腐蚀性优异。因此，本实施方式的易切削性铜合金适合于水龙头、阀、接头等在人和动物每日摄取的饮用水中使用的器具；阀、接头等电气汽车机械工业用配管构件；在常温、高温、低温下与高压气体、液体接触的阀、接头、器具、部件；以及与氢接触的阀、接头、器具、部件中。具体而言，能够适当地适用为饮用水、排水、工业用水所流动的水龙头配件、混合式水龙头配件、排水配件、水龙头本体、供热水机部件、热水器EcoCute部件、软管配件、喷水器、水表、活栓、消防栓、软管接头、供排水旋塞cock、泵、集流管header、减压阀、阀座、闸阀、阀、阀杆、管套节union、法兰、分水旋塞corporationcock、水龙头阀、球阀、各种阀、配管接头的构成材料等，例如以弯管、插座、平筒cheese、弯头、连接器、配接器、T形管、接头joint等名称使用。并且，能够适当地适用于作为汽车部件使用的电磁阀、控制阀、各种阀、散热器部件、油冷却器部件、气缸，作为机械用构件的配管接头、阀、阀杆、热交换器部件、供排水旋塞、气缸、泵，作为工业用配管构件的配管接头、阀、阀杆等中。还能够优选地适用于氢气站、氢发电等与氢相关的阀、接头、耐压容器、压力容器等中。

权利要求：1.一种高强度易切削性铜合金，其特征在于，含有75.4质量％以上且78.0质量％以下的Cu、3.05质量％以上且3.55质量％以下的Si、0.05质量％以上且0.13质量％以下的P及0.005质量％以上且0.070质量％以下的Pb，且剩余部分包括Zn及不可避免的杂质，作为不可避免的杂质而存在的Sn的含量为0.05质量％以下、Al的含量为0.05质量％以下，Sn与Al的总计含量为0.06质量％以下，将Cu的含量设为[Cu]质量％、将Si的含量设为[Si]质量％、将Pb的含量设为[Pb]质量％、将P的含量设为[P]质量％时，具有如下关系：78.0≤f1＝[Cu]+0.8×[Si]+[P]+[Pb]≤80.8、60.2≤f2＝[Cu]-4.7×[Si]-[P]+0.5×[Pb]≤61.5，并且，在金相组织的构成相中，将α相的面积率设为α％、将β相的面积率设为β％、将γ相的面积率设为γ％、将κ相的面积率设为κ％、将μ相的面积率设为μ％时，具有如下关系：29≤κ≤60、0≤γ≤0.3、β＝0、0≤μ≤1.0、98.6≤f3＝α+κ、99.7≤f4＝α+κ+γ+μ、0≤f5＝γ+μ≤1.2、30≤f6＝κ+6×γ12+0.5×μ≤62，并且，γ相的长边的长度为25μm以下，μ相的长边的长度为20μm以下，α相内存在κ相。2.根据权利要求1所述的高强度易切削性铜合金，其特征在于，还含有选自0.01质量％以上且0.07质量％以下的Sb、0.02质量％以上且0.07质量％以下的As及0.005质量％以上且0.10质量％以下的Bi的一种或两种以上。3.一种高强度易切削性铜合金，其特征在于，含有75.6质量％以上且77.8质量％以下的Cu、3.15质量％以上且3.5质量％以下的Si、0.06质量％以上且0.12质量％以下的P及0.006质量％以上且0.045质量％以下的Pb，且剩余部分包括Zn及不可避免的杂质，作为不可避免的杂质而存在的Sn的含量为0.03质量％以下、Al的含量为0.03质量％以下、Sn与Al的总计含量为0.04质量％以下，将Cu的含量设为[Cu]质量％、将Si的含量设为[Si]质量％、将Pb的含量设为[Pb]质量％、将P的含量设为[P]质量％时，具有如下关系：78.5≤f1＝[Cu]+0.8×[Si]+[P]+[Pb]≤80.5、60.4≤f2＝[Cu]-4.7×[Si]-[P]+0.5×[Pb]≤61.3，并且，在金相组织的构成相中，将α相的面积率设为α％、将β相的面积率设为β％、将γ相的面积率设为γ％、将κ相的面积率设为κ％、将μ相的面积率设为μ％时，具有如下关系：33≤κ≤58、γ＝0、β＝0、0≤μ≤0.5、99.3≤f3＝α+κ、99.8≤f4＝α+κ+γ+μ、0≤f5＝γ+μ≤0.5、33≤f6＝κ+6×γ12+0.5×μ≤58，并且，α相内存在κ相，μ相的长边的长度为15μm以下。4.根据权利要求3所述的高强度易切削性铜合金，其特征在于，还含有选自0.012质量％以上且0.05质量％以下的Sb、0.025质量％以上且0.05质量％以下的As及0.006质量％以上且0.05质量％以下的Bi的一种或两种以上，并且Sb、As及Bi的总计含量为0.09质量％以下。5.根据权利要求1至4中任一项所述的高强度易切削性铜合金，其特征在于，作为所述不可避免的杂质的Fe、Mn、Co及Cr的总量小于0.08质量％。6.根据权利要求1至5中任一项所述的高强度易切削性铜合金，其特征在于，U形凹口形状的夏比冲击试验值为12Jcm2以上且50Jcm2以下，常温下的抗拉强度为550Nmm2以上，并且在负载有相当于室温下的0.2％屈服强度的荷载的状态下在150℃下保持100小时之后的蠕变应变为0.3％以下。7.根据权利要求1至5中任一项所述的高强度易切削性铜合金，其特征在于，所述高强度易切削性铜合金为热加工材料，抗拉强度S为550Nmm2以上，伸长率E为12％以上，U形凹口形状的夏比冲击试验值I为12Jcm2以上，并且675≤f8＝S×{E+100100}12、或700≤f9＝S×{E+100100}12+I，其中，抗拉强度S、伸长率E及U形凹口形状的夏比冲击试验值I的单位分别为Nmm2、％、Jcm2。8.根据权利要求1至7中任一项所述的高强度易切削性铜合金，其特征在于，使用于自来水管用器具、工业用配管构件、与液体或气体接触的器具、压力容器和接头、汽车用部件或电气产品部件中。9.一种高强度易切削性铜合金的制造方法，其特征在于，该制造方法为权利要求1至8中任一项所述的高强度易切削性铜合金的制造方法，具有：冷加工工序和热加工工序中的任意一者或两者；以及在所述冷加工工序或所述热加工工序之后实施的退火工序，所述退火工序中，在以下1～4中任一条件下对铜合金进行加热、冷却，1在525℃以上且575℃以下的温度下保持15分钟至8小时，或2在505℃以上且小于525℃的温度下保持100分钟至8小时，或3最高到达温度为525℃以上且620℃以下，并且将575℃至525℃的温度区域保持15分钟以上，或者4将575℃至525℃的温度区域以0.1℃分钟以上且3℃分钟以下的平均冷却速度进行冷却，在上述对铜合金进行加热、冷却之后，将450℃至400℃的温度区域以3℃分钟以上且500℃分钟以下的平均冷却速度进行冷却。10.一种高强度易切削性铜合金的制造方法，其特征在于，该制造方法为权利要求1至6中任一项所述的高强度易切削性铜合金的制造方法，具有：铸造工序；以及在所述铸造工序之后实施的退火工序，所述退火工序中，在以下1～4中任一条件下对铜合金进行加热、冷却，1在525℃以上且575℃以下的温度下保持15分钟至8小时，或2在505℃以上且小于525℃的温度下保持100分钟至8小时，或3最高到达温度为525℃以上且620℃以下，并且将575℃至525℃的温度区域保持15分钟以上，或者4将575℃至525℃的温度区域以0.1℃分钟以上且3℃分钟以下的平均冷却速度进行冷却，在上述对铜合金进行加热、冷却之后，将450℃至400℃的温度区域以3℃分钟以上且500℃分钟以下的平均冷却速度进行冷却。11.一种高强度易切削性铜合金的制造方法，其特征在于，该制造方法为权利要求1至8中任一项所述的高强度易切削性铜合金的制造方法，包括热加工工序，进行热加工时的材料温度为600℃以上且740℃以下，在热塑性加工后的冷却过程中，将575℃至525℃的温度区域以0.1℃分钟以上且3℃分钟以下的平均冷却速度进行冷却，将450℃至400℃的温度区域以3℃分钟以上且500℃分钟以下的平均冷却速度进行冷却。12.一种高强度易切削性铜合金的制造方法，其特征在于，该制造方法为权利要求1至8中任一项所述的高强度易切削性铜合金的制造方法，具有：冷加工工序和热加工工序中的任意一者或两者；以及在所述冷加工工序或所述热加工工序之后实施的低温退火工序，在所述低温退火工序中，设为如下的条件：将材料温度设为240℃以上且350℃以下的范围、将加热时间设为10分钟以上且300分钟以下的范围、且将材料温度设为T℃、将加热时间设为t分钟时，满足150≤T-220×t12≤1200。

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