JP2000199042A - Ｃｕ―Ａｇ合金線材の製造方法およびＣｕ―Ａｇ合金線材 - Google Patents
Ｃｕ―Ａｇ合金線材の製造方法およびＣｕ―Ａｇ合金線材Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 極めて高強度かつ高導電率のＣｕ−Ａｇ合金
線材を加工性良く製造する。また低いＡｇの添加量にお
いて高強度のＣｕ−Ａｇ合金を得る。 【解決手段】 ２乃至１４重量％のＡｇを含有し残部が
Ｃｕおよび不可避的不純物からなるＣｕ基合金の鋳造ロ
ッドに縮径のための冷間加工を行い、この冷間加工の途
中で１回以上の熱処理を施し、最後に熱処理を施した後
に９０％以上の減面率で最終線径にまで冷間加工を行
う。さらに必要に応じより高い減面率をとることで極め
て高い強度を得る。
線材を加工性良く製造する。また低いＡｇの添加量にお
いて高強度のＣｕ−Ａｇ合金を得る。 【解決手段】 ２乃至１４重量％のＡｇを含有し残部が
Ｃｕおよび不可避的不純物からなるＣｕ基合金の鋳造ロ
ッドに縮径のための冷間加工を行い、この冷間加工の途
中で１回以上の熱処理を施し、最後に熱処理を施した後
に９０％以上の減面率で最終線径にまで冷間加工を行
う。さらに必要に応じより高い減面率をとることで極め
て高い強度を得る。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、高強度かつ高導電
性のＣｕ−Ａｇ合金線材の製造方法に関する。
性のＣｕ−Ａｇ合金線材の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】近時、高い強度と高い導電性を兼ね備え
たＣｕ−Ａｇ合金が開発され、高磁界発生用のロングパ
ルスマグネットなどの導体材料として用いられている。
このＣｕ−Ａｇ合金は、鋳造時に銅基中に銅と銀の共晶
相を網目状に形成させ、さらに加工中に熱処理を行うこ
とで銅基中に過飽和に固溶した銀を析出相として析出さ
せ、冷間加工との組合わせによりフィラメント状の組織
を得ることで、高い強度と導電率を両立させたものであ
る。
たＣｕ−Ａｇ合金が開発され、高磁界発生用のロングパ
ルスマグネットなどの導体材料として用いられている。
このＣｕ−Ａｇ合金は、鋳造時に銅基中に銅と銀の共晶
相を網目状に形成させ、さらに加工中に熱処理を行うこ
とで銅基中に過飽和に固溶した銀を析出相として析出さ
せ、冷間加工との組合わせによりフィラメント状の組織
を得ることで、高い強度と導電率を両立させたものであ
る。
【０００３】このようなＣｕ−Ａｇ合金の例として、特
公平７−１０９０２７号公報に記載されたものがある。
この例においては、Ｃｕ基中に４乃至３２原子％（７乃
至４４重量％）のＡｇを含むＣｕ−Ａｇ合金を鋳造、冷
間加工の後に析出熱処理と冷間加工とを繰返して施すこ
とで、８００乃至９００ＭＰａ程度の引張強度と８０％
程度の導電率（ＩＡＣＳ）をもつ、強磁界ロングパルス
マグネット用のＣｕ−Ａｇ合金導体を得た旨が記載され
ている。
公平７−１０９０２７号公報に記載されたものがある。
この例においては、Ｃｕ基中に４乃至３２原子％（７乃
至４４重量％）のＡｇを含むＣｕ−Ａｇ合金を鋳造、冷
間加工の後に析出熱処理と冷間加工とを繰返して施すこ
とで、８００乃至９００ＭＰａ程度の引張強度と８０％
程度の導電率（ＩＡＣＳ）をもつ、強磁界ロングパルス
マグネット用のＣｕ−Ａｇ合金導体を得た旨が記載され
ている。
【０００４】また我々が以前に出願した発明に係る特開
平６−１０３８０９号公報においては、Ｃｕに１０乃至
２０原子％（１６乃至３０重量％）のＡｇを含むＣｕ−
Ａｇ合金を連続鋳造後に析出熱処理を施し、９０％以上
の冷間加工を加えて直径０．０５ｍｍの極細線を製作
し、１０００ＭＰａ程度の引張強度を得ている旨が記載
されている。
平６−１０３８０９号公報においては、Ｃｕに１０乃至
２０原子％（１６乃至３０重量％）のＡｇを含むＣｕ−
Ａｇ合金を連続鋳造後に析出熱処理を施し、９０％以上
の冷間加工を加えて直径０．０５ｍｍの極細線を製作
し、１０００ＭＰａ程度の引張強度を得ている旨が記載
されている。
【０００５】これらの出願がなされた時点においては、
２４重量％程度の高いＡｇ濃度の組成をもつＣｕ−Ａｇ
合金の高強度化については研究が進んでいたが、Ａｇ濃
度が低い領域については充分に検討が進んでいなかっ
た。Ａｇ濃度と強度との関係を調べた研究の例として
は、金属材料技術研究所、坂井義和氏学位論文「高強度
・高導電率Ｃｕ−Ａｇ合金の開発に関する研究」（１９
９６年３月）がある。上記論文の第２５頁には、Ｃｕ−
Ａｇ合金の引張強さとＡｇ濃度との関係をあらわす図が
示されている。この図では、Ａｇ濃度１０ｗｔ％のＣｕ
−Ａｇ合金で８６０ＭＰａ、Ａｇ濃度２０ｗｔ％で１０
２０ＭＰａ、Ａｇ濃度３０ｗｔ％で１０７０ＭＰａ程度
の引張強さが得られている旨が示されており、Ｃｕ−Ａ
ｇ合金の引張強さは組成中でＡｇの濃度が高くなるにつ
れ上昇し、３０ｗｔ％程度のＡｇ濃度まで、引張強さの
上昇の効果が得られることがみとめられる。このように
従来においてはＣｕ−Ａｇ合金において高い強度を得る
ためには、組成中のＡｇ濃度をある程度高くした方が有
利であると考えられていた。
２４重量％程度の高いＡｇ濃度の組成をもつＣｕ−Ａｇ
合金の高強度化については研究が進んでいたが、Ａｇ濃
度が低い領域については充分に検討が進んでいなかっ
た。Ａｇ濃度と強度との関係を調べた研究の例として
は、金属材料技術研究所、坂井義和氏学位論文「高強度
・高導電率Ｃｕ−Ａｇ合金の開発に関する研究」（１９
９６年３月）がある。上記論文の第２５頁には、Ｃｕ−
Ａｇ合金の引張強さとＡｇ濃度との関係をあらわす図が
示されている。この図では、Ａｇ濃度１０ｗｔ％のＣｕ
−Ａｇ合金で８６０ＭＰａ、Ａｇ濃度２０ｗｔ％で１０
２０ＭＰａ、Ａｇ濃度３０ｗｔ％で１０７０ＭＰａ程度
の引張強さが得られている旨が示されており、Ｃｕ−Ａ
ｇ合金の引張強さは組成中でＡｇの濃度が高くなるにつ
れ上昇し、３０ｗｔ％程度のＡｇ濃度まで、引張強さの
上昇の効果が得られることがみとめられる。このように
従来においてはＣｕ−Ａｇ合金において高い強度を得る
ためには、組成中のＡｇ濃度をある程度高くした方が有
利であると考えられていた。
【０００６】また高いＡｇ濃度をもつＣｕ−Ａｇ合金は
冷間加工度に対する加工硬化の割合が大きく、鋳造上が
りのワイヤーロッドから細い線径の細線にまで加工を行
おうとすると所定サイズに加工する前に加工限に達し破
断が生じ易くなり、冷間加工の途中で適宜焼鈍を施す必
要があった。金属材料の加工性の判断には、引張り試験
を行った際の伸びの値を指標として用いることが一般に
行われているが、Ｃｕ−Ａｇ合金においては種々の組成
において、減面率が８５％から９５％をこえるとこの伸
びの値が１％程度となることから、非常に高い減面率の
冷間加工を施すことは難しいと考えられていた。
冷間加工度に対する加工硬化の割合が大きく、鋳造上が
りのワイヤーロッドから細い線径の細線にまで加工を行
おうとすると所定サイズに加工する前に加工限に達し破
断が生じ易くなり、冷間加工の途中で適宜焼鈍を施す必
要があった。金属材料の加工性の判断には、引張り試験
を行った際の伸びの値を指標として用いることが一般に
行われているが、Ｃｕ−Ａｇ合金においては種々の組成
において、減面率が８５％から９５％をこえるとこの伸
びの値が１％程度となることから、非常に高い減面率の
冷間加工を施すことは難しいと考えられていた。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】近年の電子工業におけ
る高集積化に伴い、パーソナルコンピュータのディスプ
レイなどに用いられる極細同軸ケーブルや、電子機器の
巻線に用いる銅合金線材として、より線径の細い銅合金
極細線への需要が高まっている。このような用途に用い
る極めて細い銅合金極細線には、従来の銅合金線材に比
べ、より高い単位断面積当りの強度が求められる。上記
に挙げた公報においては１０００ＭＰａ程度の強度をも
つＣｕ−Ａｇ合金線材が得られている。これは銅合金の
強度としてはかなり高いものであるが、そのように高い
強度を持つ材料であっても、例えば線径０．０２ｍｍの
極細線とした場合には、３０ｇ程度のわずかな加重で破
断する。銅合金極細線を用いた極細同軸ケーブルや巻線
製品等の応用製品において強度を確保するため、あるい
はそれら応用製品の製造上での、銅合金極細線の撚り合
わせ工程や巻き線工程における作業を容易にするため
に、より高い強度と導電率を兼ね揃えた銅合金極細線が
求められている。
る高集積化に伴い、パーソナルコンピュータのディスプ
レイなどに用いられる極細同軸ケーブルや、電子機器の
巻線に用いる銅合金線材として、より線径の細い銅合金
極細線への需要が高まっている。このような用途に用い
る極めて細い銅合金極細線には、従来の銅合金線材に比
べ、より高い単位断面積当りの強度が求められる。上記
に挙げた公報においては１０００ＭＰａ程度の強度をも
つＣｕ−Ａｇ合金線材が得られている。これは銅合金の
強度としてはかなり高いものであるが、そのように高い
強度を持つ材料であっても、例えば線径０．０２ｍｍの
極細線とした場合には、３０ｇ程度のわずかな加重で破
断する。銅合金極細線を用いた極細同軸ケーブルや巻線
製品等の応用製品において強度を確保するため、あるい
はそれら応用製品の製造上での、銅合金極細線の撚り合
わせ工程や巻き線工程における作業を容易にするため
に、より高い強度と導電率を兼ね揃えた銅合金極細線が
求められている。
【０００８】また、これらの用途にＣｕ−Ａｇ合金を用
いる場合には、合金中のＡｇの含有率がなるべく低いこ
とが求められる。周知のようにＡｇは導電材料に用いる
金属としては非常に高価であることから、それを合金元
素として含むＣｕ−Ａｇ合金線材も必然的に他の銅合金
と比較して高価なものとなり、各種製品への応用が限ら
れる結果となっている。したがって、所望の特性を満た
した上でＣｕ−Ａｇ合金中のＡｇの含有率を下げること
は、Ｃｕ−Ａｇ合金を市場で受入れやすいものとし、各
種製品への適用範囲を広げる上で極めて大きな意味を持
つ。
いる場合には、合金中のＡｇの含有率がなるべく低いこ
とが求められる。周知のようにＡｇは導電材料に用いる
金属としては非常に高価であることから、それを合金元
素として含むＣｕ−Ａｇ合金線材も必然的に他の銅合金
と比較して高価なものとなり、各種製品への応用が限ら
れる結果となっている。したがって、所望の特性を満た
した上でＣｕ−Ａｇ合金中のＡｇの含有率を下げること
は、Ｃｕ−Ａｇ合金を市場で受入れやすいものとし、各
種製品への適用範囲を広げる上で極めて大きな意味を持
つ。
【０００９】さらに、このような用途に用いられる銅合
金材料は、その加工性が良好であることが重要である。
銅合金を鋳造上がりの一定の太さのロッドから長尺の細
い線材に加工する際には、必然的に高い減面率で冷間伸
線加工を行うことになる。長尺の線材を安定して製造す
るためには、このような伸線工程において加工性が良好
であり極細径に至るまで断線等が生じないことが重要と
なる。そのため、過度の加工硬化や金属組織上の欠陥等
による断線を生じず良好に伸線加工が可能な銅合金が求
められている。
金材料は、その加工性が良好であることが重要である。
銅合金を鋳造上がりの一定の太さのロッドから長尺の細
い線材に加工する際には、必然的に高い減面率で冷間伸
線加工を行うことになる。長尺の線材を安定して製造す
るためには、このような伸線工程において加工性が良好
であり極細径に至るまで断線等が生じないことが重要と
なる。そのため、過度の加工硬化や金属組織上の欠陥等
による断線を生じず良好に伸線加工が可能な銅合金が求
められている。
【００１０】
【課題を解決するための手段】第１の手段は、２乃至１
４重量％のＡｇを含有し残部がＣｕおよび不可避的不純
物からなるＣｕ基合金の鋳造ロッドに縮径のための冷間
加工を行い、この冷間加工の途中で１回以上の熱処理を
施し、最後に熱処理を施した後に９０％以上の減面率で
最終線径にまで冷間加工を行うことである。
４重量％のＡｇを含有し残部がＣｕおよび不可避的不純
物からなるＣｕ基合金の鋳造ロッドに縮径のための冷間
加工を行い、この冷間加工の途中で１回以上の熱処理を
施し、最後に熱処理を施した後に９０％以上の減面率で
最終線径にまで冷間加工を行うことである。
【００１１】上記のＡｇの含有率をもつＣｕ−Ａｇ合金
の鋳造ロッドに、縮径のための冷間加工と析出相の析出
のための熱処理を施し、最後の熱処理の後に減面率９０
％以上の高い加工度で冷間加工を加えることにより、Ｃ
ｕとＡｇの共晶相および析出相が微細な繊維状組織をな
し、高い加工度によってもたらされる充分な加工硬化と
の相乗効果により、高い強度を持つＣｕ−Ａｇ合金線材
を得ることができる。上述のように従来においては、２
乃至１４重量％程度の低いＡｇの含有率の範囲ではＣｕ
とＡｇの共晶相の量が充分でないために、あまり高い強
度が期待できないと考えられていた。しかし本発明にお
いてはＡｇ濃度を下げることにより冷間加工性を向上さ
せたため、最後の熱処理の後に高い加工度で冷間加工を
行うことができ、上記のように比較的低いＡｇの含有率
でも高い強度を得ることができる。
の鋳造ロッドに、縮径のための冷間加工と析出相の析出
のための熱処理を施し、最後の熱処理の後に減面率９０
％以上の高い加工度で冷間加工を加えることにより、Ｃ
ｕとＡｇの共晶相および析出相が微細な繊維状組織をな
し、高い加工度によってもたらされる充分な加工硬化と
の相乗効果により、高い強度を持つＣｕ−Ａｇ合金線材
を得ることができる。上述のように従来においては、２
乃至１４重量％程度の低いＡｇの含有率の範囲ではＣｕ
とＡｇの共晶相の量が充分でないために、あまり高い強
度が期待できないと考えられていた。しかし本発明にお
いてはＡｇ濃度を下げることにより冷間加工性を向上さ
せたため、最後の熱処理の後に高い加工度で冷間加工を
行うことができ、上記のように比較的低いＡｇの含有率
でも高い強度を得ることができる。
【００１２】本手段において、Ｃｕ−Ａｇ合金中のＡｇ
の含有率を２乃至１４重量％としたのは、２％以下のＡ
ｇの含有率では熱処理を施しても充分なＣｕとＡｇの共
晶相と析出相が得られず、熱処理の後に高い加工度で冷
間加工を行っても充分な強度が得られないためである。
また１４％以上のＡｇを含有した場合は加工性が低下
し、高い加工度で冷間加工を行い極細線にまで伸線加工
を行う際に何回もの焼鈍処理を必要とする。また高価な
Ａｇを多量に含有させることはコストアップにつなが
る。上記Ａｇの含有率の範囲はＣｕ−Ａｇ合金線材にお
いて、高い強度と導電率、良好な伸線加工性を得るのに
最適なものである。
の含有率を２乃至１４重量％としたのは、２％以下のＡ
ｇの含有率では熱処理を施しても充分なＣｕとＡｇの共
晶相と析出相が得られず、熱処理の後に高い加工度で冷
間加工を行っても充分な強度が得られないためである。
また１４％以上のＡｇを含有した場合は加工性が低下
し、高い加工度で冷間加工を行い極細線にまで伸線加工
を行う際に何回もの焼鈍処理を必要とする。また高価な
Ａｇを多量に含有させることはコストアップにつなが
る。上記Ａｇの含有率の範囲はＣｕ−Ａｇ合金線材にお
いて、高い強度と導電率、良好な伸線加工性を得るのに
最適なものである。
【００１３】第２の手段は、上記の第１の手段において
最後の熱処理を施した後の冷間加工の減面率をさらに大
きくとり、９９％以上の減面率で最終線径にまで冷間加
工を行うことである。
最後の熱処理を施した後の冷間加工の減面率をさらに大
きくとり、９９％以上の減面率で最終線径にまで冷間加
工を行うことである。
【００１４】上述のように本発明においては、最後の熱
処理の後に高い減面率で冷間加工を行うことで２乃至１
４重量％の低いＡｇ濃度のＣｕ−Ａｇ合金においても高
い強度を得ることができるが、冷間加工の減面率をさら
に高くとり９９％以上とすることで、低いＡｇ濃度のＣ
ｕ−Ａｇ合金においても従来の２４重量％程度のＡｇを
含むＣｕ−Ａｇ合金と同等の強度を得ることができる。
処理の後に高い減面率で冷間加工を行うことで２乃至１
４重量％の低いＡｇ濃度のＣｕ−Ａｇ合金においても高
い強度を得ることができるが、冷間加工の減面率をさら
に高くとり９９％以上とすることで、低いＡｇ濃度のＣ
ｕ−Ａｇ合金においても従来の２４重量％程度のＡｇを
含むＣｕ−Ａｇ合金と同等の強度を得ることができる。
【００１５】上記１乃至２の手段において、望ましいＡ
ｇ濃度の範囲は６乃至１４重量％であり、より望ましく
は８乃至１４重量％である。この範囲のＡｇ濃度であれ
ば、高い冷間加工度による強度の上昇はより顕著なもの
となり、従来の２４重量％程度のＡｇを含むＣｕ−Ａｇ
合金と同等以上の強度を得ることができる。また、最後
の熱処理の後の最終冷間加工の減面率をＡｇ濃度に応じ
て更に高くとれば、従来得られなかった極めて強度の高
いＣｕ−Ａｇ合金線材を得ることができる。
ｇ濃度の範囲は６乃至１４重量％であり、より望ましく
は８乃至１４重量％である。この範囲のＡｇ濃度であれ
ば、高い冷間加工度による強度の上昇はより顕著なもの
となり、従来の２４重量％程度のＡｇを含むＣｕ−Ａｇ
合金と同等以上の強度を得ることができる。また、最後
の熱処理の後の最終冷間加工の減面率をＡｇ濃度に応じ
て更に高くとれば、従来得られなかった極めて強度の高
いＣｕ−Ａｇ合金線材を得ることができる。
【００１６】第３の手段は、上記熱処理は４００度乃至
６００度の温度で１乃至１００時間施すことである。
６００度の温度で１乃至１００時間施すことである。
【００１７】析出相の析出のための熱処理の条件を上記
のように指定したのは次の理由による。析出熱処理の温
度が６００℃を超えると極細線の強度と導電率が低下す
る。これは６００℃を超える温度では析出物が再固溶す
るためと考えられる。一方４００℃以下の温度では析出
相の析出が充分になされず、高い強度が得られない。析
出熱処理の温度を４００乃至６００℃とし、かつその場
合に熱処理時間を１乃至１００時間、より望ましくは１
乃至１０時間とすることで充分な析出熱処理の効果を得
ることができる。
のように指定したのは次の理由による。析出熱処理の温
度が６００℃を超えると極細線の強度と導電率が低下す
る。これは６００℃を超える温度では析出物が再固溶す
るためと考えられる。一方４００℃以下の温度では析出
相の析出が充分になされず、高い強度が得られない。析
出熱処理の温度を４００乃至６００℃とし、かつその場
合に熱処理時間を１乃至１００時間、より望ましくは１
乃至１０時間とすることで充分な析出熱処理の効果を得
ることができる。
【００１８】Ｃｕ−Ａｇ合金一般においては、上記範囲
に該当する熱処理条件で析出熱処理を行った公知例は存
在する。しかし、本発明においては、Ｃｕ−Ａｇ合金の
Ａｇの含有率を２乃至１４重量％に指定し、上記条件で
析出熱処理を施した後に高い冷間加工を加えることで、
極めて高い強度と良好な導電率、加工性が得られる所に
特徴がある。
に該当する熱処理条件で析出熱処理を行った公知例は存
在する。しかし、本発明においては、Ｃｕ−Ａｇ合金の
Ａｇの含有率を２乃至１４重量％に指定し、上記条件で
析出熱処理を施した後に高い冷間加工を加えることで、
極めて高い強度と良好な導電率、加工性が得られる所に
特徴がある。
【００１９】第４の手段は、２乃至１４重量％のＡｇを
含有し残部がＣｕおよび不可避的不純物からなるＣｕ基
合金の鋳造ロッドに、析出熱処理を施し、中間の冷間加
工を行い、次いで焼鈍・回復のための回復熱処理を施
し、更に９０％以上の減面率で最終線径にまで最終冷間
加工を行うことである。
含有し残部がＣｕおよび不可避的不純物からなるＣｕ基
合金の鋳造ロッドに、析出熱処理を施し、中間の冷間加
工を行い、次いで焼鈍・回復のための回復熱処理を施
し、更に９０％以上の減面率で最終線径にまで最終冷間
加工を行うことである。
【００２０】Ｃｕ−Ａｇ合金中のＡｇの含有率を２乃至
１４重量％とした理由は上述の通りである。この組成を
もつＣｕ−Ａｇ合金の鋳造ロッドに、所望により最初に
冷間加工を行うことで結晶粒の微細化と歪みエネルギー
の蓄積がなされる。次いで析出熱処理を行うことでＣｕ
基中に析出相が微細かつ良好に析出する。上記析出熱処
理を施した後、細線化のために冷間加工を行うが、直ち
に最終サイズまで冷間加工を進めるのではなく、ある程
度冷間加工を進めたところで焼鈍・回復のための回復熱
処理を施す。この回復熱処理により、冷間加工によって
低下したＣｕ−Ａｇ合金の伸び特性が回復し、伸線加工
性が改善される。本手段はＣｕ−Ａｇ合金線材において
も特に良好な加工性の要求される極細線の製造に適した
ものである。また、この回復熱処理により製品の導電率
が向上するという効果もある。上記回復熱処理を施した
後に、減面率９０％以上の高い最終冷間加工を加える
と、共晶相が微細な繊維状組織をなし、また高い加工度
によってもたらされる充分な加工硬化との相乗効果によ
り、高い強度を持つＣｕ−Ａｇ合金線材を得ることがで
きる。
１４重量％とした理由は上述の通りである。この組成を
もつＣｕ−Ａｇ合金の鋳造ロッドに、所望により最初に
冷間加工を行うことで結晶粒の微細化と歪みエネルギー
の蓄積がなされる。次いで析出熱処理を行うことでＣｕ
基中に析出相が微細かつ良好に析出する。上記析出熱処
理を施した後、細線化のために冷間加工を行うが、直ち
に最終サイズまで冷間加工を進めるのではなく、ある程
度冷間加工を進めたところで焼鈍・回復のための回復熱
処理を施す。この回復熱処理により、冷間加工によって
低下したＣｕ−Ａｇ合金の伸び特性が回復し、伸線加工
性が改善される。本手段はＣｕ−Ａｇ合金線材において
も特に良好な加工性の要求される極細線の製造に適した
ものである。また、この回復熱処理により製品の導電率
が向上するという効果もある。上記回復熱処理を施した
後に、減面率９０％以上の高い最終冷間加工を加える
と、共晶相が微細な繊維状組織をなし、また高い加工度
によってもたらされる充分な加工硬化との相乗効果によ
り、高い強度を持つＣｕ−Ａｇ合金線材を得ることがで
きる。
【００２１】第５の手段は、上記第４の手段において最
終冷間加工の加工度をさらに大きくとり、９９％以上の
減面率で最終線径にまで最終冷間加工を行うことであ
る。
終冷間加工の加工度をさらに大きくとり、９９％以上の
減面率で最終線径にまで最終冷間加工を行うことであ
る。
【００２２】上述のように本発明においては、回復熱処
理の後に高い減面率で冷間加工を行うことで２乃至１４
重量％の低いＡｇ濃度のＣｕ−Ａｇ合金においても高い
強度を得ることができるが、冷間加工の減面率をさらに
高くとり９９％以上とすることで、低いＡｇ濃度のＣｕ
−Ａｇ合金においても従来の２４重量％程度のＡｇを含
むＣｕ−Ａｇ合金と同等以上の強度を得ることができ
る。
理の後に高い減面率で冷間加工を行うことで２乃至１４
重量％の低いＡｇ濃度のＣｕ−Ａｇ合金においても高い
強度を得ることができるが、冷間加工の減面率をさらに
高くとり９９％以上とすることで、低いＡｇ濃度のＣｕ
−Ａｇ合金においても従来の２４重量％程度のＡｇを含
むＣｕ−Ａｇ合金と同等以上の強度を得ることができ
る。
【００２３】また、上記４乃至５の手段においても、望
ましいＡｇ濃度の範囲は６乃至１４重量％であり、より
望ましくは８乃至１４重量％である。この範囲のＡｇ濃
度であれば、高い冷間加工度による強度の上昇はより顕
著なものとなり、従来の２４重量％程度のＡｇを含むＣ
ｕ−Ａｇ合金以上の強度を得ることができる。要求され
る最終の仕上り線径が非常に細く高いトータルの加工度
が必要とされる場合には、上記の中間の冷間加工と回復
熱処理を２回以上繰返すこともできる。
ましいＡｇ濃度の範囲は６乃至１４重量％であり、より
望ましくは８乃至１４重量％である。この範囲のＡｇ濃
度であれば、高い冷間加工度による強度の上昇はより顕
著なものとなり、従来の２４重量％程度のＡｇを含むＣ
ｕ−Ａｇ合金以上の強度を得ることができる。要求され
る最終の仕上り線径が非常に細く高いトータルの加工度
が必要とされる場合には、上記の中間の冷間加工と回復
熱処理を２回以上繰返すこともできる。
【００２４】Ｃｕ−Ａｇ合金において析出熱処理、回復
熱処理を行うこと自体は、一般論としては文献に記載例
がある。しかし本発明においては、Ｃｕ−Ａｇ合金の極
細線化に際し上記指定のＣｕ−Ａｇ合金組成において上
述のような冷間加工と析出熱処理、回復熱処理を組合わ
せ、最後に非常に高い減面率で最終冷間加工を行うこと
で極めて高い強度と良好な加工性が得られる所に特徴が
ある。
熱処理を行うこと自体は、一般論としては文献に記載例
がある。しかし本発明においては、Ｃｕ−Ａｇ合金の極
細線化に際し上記指定のＣｕ−Ａｇ合金組成において上
述のような冷間加工と析出熱処理、回復熱処理を組合わ
せ、最後に非常に高い減面率で最終冷間加工を行うこと
で極めて高い強度と良好な加工性が得られる所に特徴が
ある。
【００２５】第６の手段は、上記析出熱処理は４００乃
至６００℃の温度で１乃至１００時間施し、上記回復熱
処理は２００乃至４５０℃の温度で５乃至１００時間施
すことである。
至６００℃の温度で１乃至１００時間施し、上記回復熱
処理は２００乃至４５０℃の温度で５乃至１００時間施
すことである。
【００２６】析出熱処理の条件を上記のように指定した
のは次の理由による。析出熱処理の温度が６００℃を超
えると極細線の強度と導電率が低下する。これは上述の
ように６００℃を超える温度では析出物が再固溶するた
めと考えられる。一方４００℃以下の温度では析出相の
析出が充分になされず、高い強度が得られない。析出熱
処理の温度を４００乃至６００℃とし、かつ熱処理時間
を１乃至１００時間、より望ましくは１乃至１０時間と
することで充分な析出熱処理の効果を得ることができ
る。
のは次の理由による。析出熱処理の温度が６００℃を超
えると極細線の強度と導電率が低下する。これは上述の
ように６００℃を超える温度では析出物が再固溶するた
めと考えられる。一方４００℃以下の温度では析出相の
析出が充分になされず、高い強度が得られない。析出熱
処理の温度を４００乃至６００℃とし、かつ熱処理時間
を１乃至１００時間、より望ましくは１乃至１０時間と
することで充分な析出熱処理の効果を得ることができ
る。
【００２７】回復熱処理の条件を上記のように指定した
のは次の理由による。熱処理温度が２００℃以下では充
分な伸びの回復の効果が得られない。一方、回復熱処理
の温度の上限を４５０℃としたのは回復熱処理の際に析
出相が再固溶するのを避けるためである。また、上記回
復熱処理のより望ましい温度の範囲は３００乃至３８０
℃である。ここで回復熱処理の下限を３００℃としたの
はより充分な回復の効果を得るためである。一方上限を
３８０℃としたのは、回復熱処理をバッチ処理で行う際
に、線材同士の粘着が生じるのを防ぐためである。本手
段はＣｕ−Ａｇ合金線材の中でも特に極細線の製造に適
したものであるが、このような線材に熱処理を行う際
は、線材をボビン等に巻付けて雰囲気炉を用いて熱処理
を行う方法が効率的である。ここで極細線の製造工程に
おいては必然的に細い線径の線材に熱処理を施すことに
なる。このように細い線材を、長尺でボビン等に巻付け
て熱処理を行う場合、熱処理の温度が高いと巻き重ねら
れた線材同士で粘着が生じる。線材の粘着が生じると線
材の表面状態を荒したり、線材をボビンから引出す際に
断線が生じて作業ができなくなる。線材の線径が細い場
合には線材単位体積当りの表面積が大きいため、より線
材同士の粘着を起しやすく、線材の耐えられる荷重が低
いために、線材を引出す作業もより困難になる。上記の
回復熱処理の温度において熱処理時間を５乃至１００時
間、より望ましくは１０乃至５０時間とすれば、充分な
回復熱処理の効果が得られる。
のは次の理由による。熱処理温度が２００℃以下では充
分な伸びの回復の効果が得られない。一方、回復熱処理
の温度の上限を４５０℃としたのは回復熱処理の際に析
出相が再固溶するのを避けるためである。また、上記回
復熱処理のより望ましい温度の範囲は３００乃至３８０
℃である。ここで回復熱処理の下限を３００℃としたの
はより充分な回復の効果を得るためである。一方上限を
３８０℃としたのは、回復熱処理をバッチ処理で行う際
に、線材同士の粘着が生じるのを防ぐためである。本手
段はＣｕ−Ａｇ合金線材の中でも特に極細線の製造に適
したものであるが、このような線材に熱処理を行う際
は、線材をボビン等に巻付けて雰囲気炉を用いて熱処理
を行う方法が効率的である。ここで極細線の製造工程に
おいては必然的に細い線径の線材に熱処理を施すことに
なる。このように細い線材を、長尺でボビン等に巻付け
て熱処理を行う場合、熱処理の温度が高いと巻き重ねら
れた線材同士で粘着が生じる。線材の粘着が生じると線
材の表面状態を荒したり、線材をボビンから引出す際に
断線が生じて作業ができなくなる。線材の線径が細い場
合には線材単位体積当りの表面積が大きいため、より線
材同士の粘着を起しやすく、線材の耐えられる荷重が低
いために、線材を引出す作業もより困難になる。上記の
回復熱処理の温度において熱処理時間を５乃至１００時
間、より望ましくは１０乃至５０時間とすれば、充分な
回復熱処理の効果が得られる。
【００２８】第７の手段は、上記鋳造ロッドは連続鋳造
により鋳造されたものであることである。
により鋳造されたものであることである。
【００２９】連続鋳造の場合、通常のバッチ式のインゴ
ット鋳造に比べ冷却速度が速いので、銅と銀が相互に過
飽和に固溶し、また結晶粒が細く偏析が少ないという特
徴がある。本発明ではこの連続鋳造によって得られた鋳
造ロッドに上記のように冷間加工と析出熱処理、回復熱
処理を行い最後に高い減面率で最終冷間加工を行い極細
線等の線材とする。これにより、連続鋳造による微細な
鋳造組織に共晶相が形成され、その鋳造組織が減面加工
により繊維状とされ、強固なテンションメンバを形成す
ることで高い強度が得られる。
ット鋳造に比べ冷却速度が速いので、銅と銀が相互に過
飽和に固溶し、また結晶粒が細く偏析が少ないという特
徴がある。本発明ではこの連続鋳造によって得られた鋳
造ロッドに上記のように冷間加工と析出熱処理、回復熱
処理を行い最後に高い減面率で最終冷間加工を行い極細
線等の線材とする。これにより、連続鋳造による微細な
鋳造組織に共晶相が形成され、その鋳造組織が減面加工
により繊維状とされ、強固なテンションメンバを形成す
ることで高い強度が得られる。
【００３０】第８の手段は、本発明によるＣｕ−Ａｇ合
金線材の仕上りの最終線径を０．０１乃至０．１ｍｍと
することである。
金線材の仕上りの最終線径を０．０１乃至０．１ｍｍと
することである。
【００３１】本発明によるＣｕ−Ａｇ合金線材の製造方
法においては、このような範囲の仕上り線径としたとき
に特に高い強度がえられる。また本発明によるＣｕ−Ａ
ｇ合金線材は伸線加工性が良好であるため、０．０１ｍ
ｍまで極細化しても断線が発生せず極細線径への加工が
容易である。
法においては、このような範囲の仕上り線径としたとき
に特に高い強度がえられる。また本発明によるＣｕ−Ａ
ｇ合金線材は伸線加工性が良好であるため、０．０１ｍ
ｍまで極細化しても断線が発生せず極細線径への加工が
容易である。
【００３２】上述の手段をとり、最後に熱処理を施した
後にＡｇ濃度に応じた高い減面率で最終線径にまで冷間
加工を行うことで、２乃至１４重量％のＡｇを含有し残
部がＣｕおよび不可避的不純物からなるＣｕ−Ａｇ合金
よりなり、Ｃｕ基固溶相並びにＣｕとＡｇの共晶相およ
び析出相が冷間加工により繊維状に引きのばされた組織
を有し、引張り強度が１０００ＭＰａ以上のＣｕ−Ａｇ
合金線材を得ることができる。さらに、Ａｇの濃度を６
乃至１４重量％とし、最後に熱処理を施した後に９９％
以上でＡｇ濃度に応じた減面率の冷間加工を行えば、引
張り強度が１３００ＭＰａをこえるＣｕ−Ａｇ合金線材
を得ることができる。これは従来より検討されていた２
４重量％程度の高いＡｇ濃度をもつＣｕ−Ａｇ合金で得
られる引張り強度を上回るものであり、本発明により初
めて得られるものである。
後にＡｇ濃度に応じた高い減面率で最終線径にまで冷間
加工を行うことで、２乃至１４重量％のＡｇを含有し残
部がＣｕおよび不可避的不純物からなるＣｕ−Ａｇ合金
よりなり、Ｃｕ基固溶相並びにＣｕとＡｇの共晶相およ
び析出相が冷間加工により繊維状に引きのばされた組織
を有し、引張り強度が１０００ＭＰａ以上のＣｕ−Ａｇ
合金線材を得ることができる。さらに、Ａｇの濃度を６
乃至１４重量％とし、最後に熱処理を施した後に９９％
以上でＡｇ濃度に応じた減面率の冷間加工を行えば、引
張り強度が１３００ＭＰａをこえるＣｕ−Ａｇ合金線材
を得ることができる。これは従来より検討されていた２
４重量％程度の高いＡｇ濃度をもつＣｕ−Ａｇ合金で得
られる引張り強度を上回るものであり、本発明により初
めて得られるものである。
【００３３】
【発明の実施の形態】外周に水冷ジャケットを設けた黒
鉛鋳型を有する水平連続鋳造機を用いて、種々の組成を
もつＣｕ−Ａｇ合金を連続鋳造することによりφ８ｍｍ
の鋳造ロッドを作成し、これらに各種条件で冷間加工、
熱処理を施しＣｕ−Ａｇ合金線材とし、特性の調査と比
較を行った。以下にその内容を記す。
鉛鋳型を有する水平連続鋳造機を用いて、種々の組成を
もつＣｕ−Ａｇ合金を連続鋳造することによりφ８ｍｍ
の鋳造ロッドを作成し、これらに各種条件で冷間加工、
熱処理を施しＣｕ−Ａｇ合金線材とし、特性の調査と比
較を行った。以下にその内容を記す。
【００３４】
【実施例】２乃至２４重量％の範囲で種々のＡｇ濃度を
有するＣｕ−Ａｇ合金の鋳造ロッドおよび比較用の純銅
のロッドを用意し、４５０℃で１０時間の析出熱処理を
施した後に、加工硬化により破断が生じる加工限まで冷
間加工を施し、加工の途中で採取したサンプルおよび加
工限のサンプルについて引張り強度を測定した。結果を
図１の各種Ａｇ濃度における加工度と引張り強さとの関
係のグラフに示す。図１では、縦軸には引張り強度を、
横軸には実験の結果をよりよく把握するために、冷間加
工の割合を減面率ではなく対数加工度で示している。ま
た、加工途中で採取したサンプルによる引張り強さの測
定値を黒丸で、加工限の対数加工度における引張り強さ
を＋印で示している。なお、減面率および対数加工度
は、以下の式で定義される。
有するＣｕ−Ａｇ合金の鋳造ロッドおよび比較用の純銅
のロッドを用意し、４５０℃で１０時間の析出熱処理を
施した後に、加工硬化により破断が生じる加工限まで冷
間加工を施し、加工の途中で採取したサンプルおよび加
工限のサンプルについて引張り強度を測定した。結果を
図１の各種Ａｇ濃度における加工度と引張り強さとの関
係のグラフに示す。図１では、縦軸には引張り強度を、
横軸には実験の結果をよりよく把握するために、冷間加
工の割合を減面率ではなく対数加工度で示している。ま
た、加工途中で採取したサンプルによる引張り強さの測
定値を黒丸で、加工限の対数加工度における引張り強さ
を＋印で示している。なお、減面率および対数加工度
は、以下の式で定義される。
【００３５】減面率 Ｒ（％）＝ （（Ｓ０−Ｓ）／
Ｓ０ ）×１００ 対数加工度 ε ＝ ｌｎ（ Ｓ０ ／ Ｓ ） Ｓ０：加工前の断面積 Ｓ：加工後の断面積 したがって、減面率と対数加工度は Ｒ（％）＝（１−（ １ ／ ＥＸＰ ε））×１００ の式により換算される。
Ｓ０ ）×１００ 対数加工度 ε ＝ ｌｎ（ Ｓ０ ／ Ｓ ） Ｓ０：加工前の断面積 Ｓ：加工後の断面積 したがって、減面率と対数加工度は Ｒ（％）＝（１−（ １ ／ ＥＸＰ ε））×１００ の式により換算される。
【００３６】図１より明らかなように、Ｃｕ−Ａｇ合金
においてはＡｇ濃度が高いほど近似直線の傾きが大きく
冷間加工に対する引張り強さの増加の割合が大きくな
る。また同一の加工度ではＡｇ濃度が高い材料ほど引張
り強さが高い。ここで、Ａｇ濃度が２４％の材料では、
冷間加工がおよそ９９％の減面率（ε＝４．６）に至っ
た段階で加工限に達して伸線中に断線が生じ、得られた
引張強さの最大は加工限のサンプルで１３００MPaであ
った。これに対し、Ａｇ濃度が２％から１４％の材料で
はさらに高い加工度の冷間加工を施すことが可能であ
り、それにつれて引張り強さは上昇を続ける。Ａｇ濃度
が６％から１４％のものではより高い加工度で冷間加工
が行えることで、結果としてＡｇ濃度が２４％の場合に
得られる最大の１３００ＭＰａをこえる高い引張り強度
が得られている。以下、より詳しく説明する。 イ） ９０％（ε＝２．３）以上の減面率での加工を施
すことで、従来あまり高い強度が期待されていなかった
６から１４％程度の低いＡｇ濃度のＣｕ−Ａｇ合金にお
いても、６００ＭＰａ以上と比較的高い引張り強さが得
られている。 ロ） さらに減面率を９９％（ε＝４．６）以上とすれ
ば、Ａｇ濃度が６から１４％のものについては１０００
MPa程度以上の引張り強度となり、従来の高いＡｇ濃度
のＣｕ−Ａｇ合金と同等以上の強度が得られる。またＡ
ｇ濃度が２％の場合でも５００MPa以上の強度が得られ
る。 ハ） Ａｇ濃度１４％、１０％、６％のものについて
は、それぞれ減面率を９９％（ε＝４．６）、９９．５
％（ε＝５．３）、９９．８８％（ε＝６．８）以上と
した場合、従来の高いＡｇ濃度のＣｕ−Ａｇ合金では得
られない、１３００ＭＰａをこえる高い引張り強度が得
られている。 ニ） さらに、Ａｇ濃度１４％、１０％、６％のものに
ついては、それぞれ減面率を９９．７％（ε＝５．
８）、９９．８％（ε＝６．２）、９９．９６％（ε＝
７．９）以上とした場合には、１５００ＭＰａをこえる
極めて高い引張り強度が得られている。
においてはＡｇ濃度が高いほど近似直線の傾きが大きく
冷間加工に対する引張り強さの増加の割合が大きくな
る。また同一の加工度ではＡｇ濃度が高い材料ほど引張
り強さが高い。ここで、Ａｇ濃度が２４％の材料では、
冷間加工がおよそ９９％の減面率（ε＝４．６）に至っ
た段階で加工限に達して伸線中に断線が生じ、得られた
引張強さの最大は加工限のサンプルで１３００MPaであ
った。これに対し、Ａｇ濃度が２％から１４％の材料で
はさらに高い加工度の冷間加工を施すことが可能であ
り、それにつれて引張り強さは上昇を続ける。Ａｇ濃度
が６％から１４％のものではより高い加工度で冷間加工
が行えることで、結果としてＡｇ濃度が２４％の場合に
得られる最大の１３００ＭＰａをこえる高い引張り強度
が得られている。以下、より詳しく説明する。 イ） ９０％（ε＝２．３）以上の減面率での加工を施
すことで、従来あまり高い強度が期待されていなかった
６から１４％程度の低いＡｇ濃度のＣｕ−Ａｇ合金にお
いても、６００ＭＰａ以上と比較的高い引張り強さが得
られている。 ロ） さらに減面率を９９％（ε＝４．６）以上とすれ
ば、Ａｇ濃度が６から１４％のものについては１０００
MPa程度以上の引張り強度となり、従来の高いＡｇ濃度
のＣｕ−Ａｇ合金と同等以上の強度が得られる。またＡ
ｇ濃度が２％の場合でも５００MPa以上の強度が得られ
る。 ハ） Ａｇ濃度１４％、１０％、６％のものについて
は、それぞれ減面率を９９％（ε＝４．６）、９９．５
％（ε＝５．３）、９９．８８％（ε＝６．８）以上と
した場合、従来の高いＡｇ濃度のＣｕ−Ａｇ合金では得
られない、１３００ＭＰａをこえる高い引張り強度が得
られている。 ニ） さらに、Ａｇ濃度１４％、１０％、６％のものに
ついては、それぞれ減面率を９９．７％（ε＝５．
８）、９９．８％（ε＝６．２）、９９．９６％（ε＝
７．９）以上とした場合には、１５００ＭＰａをこえる
極めて高い引張り強度が得られている。
【００３７】各Ａｇ濃度におけるＣｕ−Ａｇ合金の引張
り強度は冷間加工の加工度を増すにつれて上昇し、加工
限で最大強度が得られる。Ａｇ濃度と加工限の強度との
関係を図２に示す。図２において縦軸には加工限での引
張り強度、横軸にはＡｇ濃度を示している。加工限の強
度はＡｇ濃度が２から１４重量％程度まではＡｇの濃度
が増すにつれ上昇する。しかしＡｇ濃度が１４％程度で
強度の上昇は頭打ちとなり、１４％以上のＡｇ濃度では
逆に強度が低下している。これは、一定の加工度におい
てはＡｇ濃度が高いほど引張り強度は高いものの、Ａｇ
濃度が高いと加工限までの加工度は減少するために大き
な加工度の冷間加工を加えることができず、加工硬化に
よる強度の上昇の効果が充分に得られないためと説明で
きる。この６乃至１４％程度の低いＡｇ濃度の領域にお
いて２４％程度の高いＡｇ濃度の材料よりも高い強度が
えられるという知見は、Ｃｕ−Ａｇ合金に対する具体的
な知見としては従来において見出されてておらず、我々
が実験の結果初めて到達したものである。
り強度は冷間加工の加工度を増すにつれて上昇し、加工
限で最大強度が得られる。Ａｇ濃度と加工限の強度との
関係を図２に示す。図２において縦軸には加工限での引
張り強度、横軸にはＡｇ濃度を示している。加工限の強
度はＡｇ濃度が２から１４重量％程度まではＡｇの濃度
が増すにつれ上昇する。しかしＡｇ濃度が１４％程度で
強度の上昇は頭打ちとなり、１４％以上のＡｇ濃度では
逆に強度が低下している。これは、一定の加工度におい
てはＡｇ濃度が高いほど引張り強度は高いものの、Ａｇ
濃度が高いと加工限までの加工度は減少するために大き
な加工度の冷間加工を加えることができず、加工硬化に
よる強度の上昇の効果が充分に得られないためと説明で
きる。この６乃至１４％程度の低いＡｇ濃度の領域にお
いて２４％程度の高いＡｇ濃度の材料よりも高い強度が
えられるという知見は、Ｃｕ−Ａｇ合金に対する具体的
な知見としては従来において見出されてておらず、我々
が実験の結果初めて到達したものである。
【００３８】このことは組織的に次のようなことが考え
られる。Ｃｕ−Ａｇ合金における高強度化のメカニズム
としては前述のように、イ）鋳造時においてのＣｕとＡ
ｇの共晶相の晶出、ロ）析出熱処理時においてのＣｕ基
中に過飽和に固溶したＡｇ基の析出がある。Ｃｕ−Ａｇ
合金のＡｇ濃度が高い場合には、イ）の共晶相の晶出量
が多く、網目状に晶出する際のバンド幅も太い。そのた
め高強度化が顕著であるが、加工度を高くした場合に破
断が生じやすくなる。一方、Ｃｕ−Ａｇ合金のＡｇ濃度
が２から１４重量％程度の場合には、イ）の共晶相の晶
出する量が減少してバンド幅も細くなる。相対的にＣｕ
基部分が増して加工性が改善され、また、ロ）の析出相
による高強度化の寄与率が増加する。ロ）の析出相はＣ
ｕ基中に極めて微細に析出するために析出熱処理の後に
高い加工度で冷間加工を行っても破断が生じにくいと考
えられ、加工により析出相に転移が集積することで、結
果としてＡｇ濃度が高い場合よりも大きな強度が得られ
ることとなる。しかし、これらメカニズムの詳細につい
ては現在検討中である。
られる。Ｃｕ−Ａｇ合金における高強度化のメカニズム
としては前述のように、イ）鋳造時においてのＣｕとＡ
ｇの共晶相の晶出、ロ）析出熱処理時においてのＣｕ基
中に過飽和に固溶したＡｇ基の析出がある。Ｃｕ−Ａｇ
合金のＡｇ濃度が高い場合には、イ）の共晶相の晶出量
が多く、網目状に晶出する際のバンド幅も太い。そのた
め高強度化が顕著であるが、加工度を高くした場合に破
断が生じやすくなる。一方、Ｃｕ−Ａｇ合金のＡｇ濃度
が２から１４重量％程度の場合には、イ）の共晶相の晶
出する量が減少してバンド幅も細くなる。相対的にＣｕ
基部分が増して加工性が改善され、また、ロ）の析出相
による高強度化の寄与率が増加する。ロ）の析出相はＣ
ｕ基中に極めて微細に析出するために析出熱処理の後に
高い加工度で冷間加工を行っても破断が生じにくいと考
えられ、加工により析出相に転移が集積することで、結
果としてＡｇ濃度が高い場合よりも大きな強度が得られ
ることとなる。しかし、これらメカニズムの詳細につい
ては現在検討中である。
【００３９】Ｃｕ−Ａｇ合金のＡｇ濃度を増加した際に
加工限までの加工度が減少することについて、その模様
を図３に示す。図３において縦軸には加工限までの対数
加工度を、横軸にはＡｇ濃度を示している。図３からわ
かるように、Ｃｕ−Ａｇ合金に施すことのできる冷間加
工の加工度の大きさは、Ａｇの濃度が増加するにつれて
減少している。
加工限までの加工度が減少することについて、その模様
を図３に示す。図３において縦軸には加工限までの対数
加工度を、横軸にはＡｇ濃度を示している。図３からわ
かるように、Ｃｕ−Ａｇ合金に施すことのできる冷間加
工の加工度の大きさは、Ａｇの濃度が増加するにつれて
減少している。
【００４０】次に本発明によるＣｕ−Ａｇ合金線材の製
造の実施例を表１および表２に示す。表１では本発明を
線径０．５ｍｍ乃至１．２ｍｍの線材に適用した実施例
１乃至４を、表２では線径０．０２ｍｍ乃至０．０５ｍ
ｍの極細線に適用した実施例５乃至８を示す。
造の実施例を表１および表２に示す。表１では本発明を
線径０．５ｍｍ乃至１．２ｍｍの線材に適用した実施例
１乃至４を、表２では線径０．０２ｍｍ乃至０．０５ｍ
ｍの極細線に適用した実施例５乃至８を示す。
【００４１】
【表１】
【００４２】実施例１乃至３では、１０重量％のＡｇと
残部がＣｕからなるＣｕ−Ａｇ合金を、外周に水冷ジャ
ケットを設けた黒鉛鋳型を有する水平連続鋳造機によっ
て連続鋳造して、８ｍｍφの鋳造ロッドを作成し、これ
に表１に示した各種条件で冷間加工、熱処理を施してＣ
ｕ−Ａｇ合金極細線を製造した。
残部がＣｕからなるＣｕ−Ａｇ合金を、外周に水冷ジャ
ケットを設けた黒鉛鋳型を有する水平連続鋳造機によっ
て連続鋳造して、８ｍｍφの鋳造ロッドを作成し、これ
に表１に示した各種条件で冷間加工、熱処理を施してＣ
ｕ−Ａｇ合金極細線を製造した。
【００４３】実施例１では、上記φ８ｍｍの鋳造ロッド
に、まず６１％の減面率で冷間加工を施しφ５ｍｍと
し、次いで４５０℃の温度で１０時間の析出熱処理を行
い、最後に９４．２％の減面率で最終冷間加工を施し、
φ１．２ｍｍの線材とした。本実施例においては１２１
０ＭＰａの引張り強度が得られており、従来の２４重量
％Ａｇを用いたものと同等以上である。また本実施例に
おいて導電率は７６％（ＩＡＣＳ）が得られている。
に、まず６１％の減面率で冷間加工を施しφ５ｍｍと
し、次いで４５０℃の温度で１０時間の析出熱処理を行
い、最後に９４．２％の減面率で最終冷間加工を施し、
φ１．２ｍｍの線材とした。本実施例においては１２１
０ＭＰａの引張り強度が得られており、従来の２４重量
％Ａｇを用いたものと同等以上である。また本実施例に
おいて導電率は７６％（ＩＡＣＳ）が得られている。
【００４４】実施例２では、上記φ８ｍｍの鋳造ロッド
に、まず６１％の減面率で冷間加工を施しφ５ｍｍと
し、次いで４５０℃の温度で１０時間の析出熱処理を行
うまでは実施例１と同じであり、最後に９９．０％の減
面率で最終冷間加工を施し、φ０．５ｍｍの線材とし
た。本実施例においては最終の冷間加工の減面率を９９
％以上としたことで、１５３０ＭＰａと、従来のＣｕ−
Ａｇ合金にない極めて高い引張り強度が得られている。
また導電率は６３％（ＩＡＣＳ）であり、極めて高い引
張り強度にかかわらず比較的高い値が得られている。
に、まず６１％の減面率で冷間加工を施しφ５ｍｍと
し、次いで４５０℃の温度で１０時間の析出熱処理を行
うまでは実施例１と同じであり、最後に９９．０％の減
面率で最終冷間加工を施し、φ０．５ｍｍの線材とし
た。本実施例においては最終の冷間加工の減面率を９９
％以上としたことで、１５３０ＭＰａと、従来のＣｕ−
Ａｇ合金にない極めて高い引張り強度が得られている。
また導電率は６３％（ＩＡＣＳ）であり、極めて高い引
張り強度にかかわらず比較的高い値が得られている。
【００４５】実施例３では、上記φ８ｍｍの鋳造ロッド
に、冷間加工は施さずに４５０℃の温度で１０時間の析
出熱処理を行い、次いで９８．４％の減面率で最終冷間
加工を施し、φ１．０ｍｍの線材とした。本実施例にお
いては１３２０ＭＰａの引張り強度と７１％（ＩＡＣ
Ｓ）の導電率が得られている。
に、冷間加工は施さずに４５０℃の温度で１０時間の析
出熱処理を行い、次いで９８．４％の減面率で最終冷間
加工を施し、φ１．０ｍｍの線材とした。本実施例にお
いては１３２０ＭＰａの引張り強度と７１％（ＩＡＣ
Ｓ）の導電率が得られている。
【００４６】実施例４では、６重量％のＡｇと残部がＣ
ｕからなるＣｕ−Ａｇ合金を連続鋳造して、８ｍｍφの
鋳造ロッドを作成し、冷間加工は施さずに４５０℃の温
度で１０時間の析出熱処理を行い、次いで９８．４％の
減面率で最終冷間加工を施し、φ１．０ｍｍの線材とし
た。本比較例では低いＡｇの濃度であるにもかかわら
ず、引張り強度は１１１５ＭＰａが得られており、また
導電率は７８％（ＩＡＣＳ）と高い値が得られている。
ｕからなるＣｕ−Ａｇ合金を連続鋳造して、８ｍｍφの
鋳造ロッドを作成し、冷間加工は施さずに４５０℃の温
度で１０時間の析出熱処理を行い、次いで９８．４％の
減面率で最終冷間加工を施し、φ１．０ｍｍの線材とし
た。本比較例では低いＡｇの濃度であるにもかかわら
ず、引張り強度は１１１５ＭＰａが得られており、また
導電率は７８％（ＩＡＣＳ）と高い値が得られている。
【００４７】
【表２】
【００４８】実施例５乃至８では、１０重量％のＡｇと
残部がＣｕからなるＣｕ−Ａｇ合金を同様に鋳造して、
８ｍｍφの鋳造ロッドを作成し、これに表２に示した各
種条件で冷間加工、熱処理を施してＣｕ−Ａｇ合金の極
細線を製造した。
残部がＣｕからなるＣｕ−Ａｇ合金を同様に鋳造して、
８ｍｍφの鋳造ロッドを作成し、これに表２に示した各
種条件で冷間加工、熱処理を施してＣｕ−Ａｇ合金の極
細線を製造した。
【００４９】実施例５乃至７では、上記φ８ｍｍの鋳造
ロッドに、まず６１％の減面率で冷間加工を施しφ５ｍ
ｍとし、次いで４５０℃の温度で１０時間の析出熱処理
を行い、更に８４％の減面率で中間の冷間加工を施しφ
２ｍｍとし、次いで３７０℃の温度で１５時間の回復熱
処理を施し、最後にそれぞれ、９９．９３％、９９．９
６％、９９．９８％の減面率で最終冷間加工を施し、φ
０．０５ｍｍ、φ０．０４ｍｍ、φ０．０３ｍｍの極細
線とした。実施例５では最終の冷間加工において９９．
９％以上の減面率で冷間加工を施しているため、１４０
０ＭＰａ以上の極めて高い引張り強さが得られている。
また実施例６乃至７では最終の冷間加工の減面率を更に
上げ、９９．９５％以上としているために、１５００Ｍ
Ｐａを超える引張り強さが得られている。また実施例５
乃至７のいずれにおいても、６０％ＩＡＣＳ以上の導電
率が得られている。金属材料では強度を上げた場合導電
率は低下するのが普通であるが、上記実施例は極めて高
い引張り強度を示すＣｕ−Ａｇ合金であるにもかかわら
ず、満足すべき程度の導電率を示している。またいずれ
も極細線への伸線加工性は良好であった。
ロッドに、まず６１％の減面率で冷間加工を施しφ５ｍ
ｍとし、次いで４５０℃の温度で１０時間の析出熱処理
を行い、更に８４％の減面率で中間の冷間加工を施しφ
２ｍｍとし、次いで３７０℃の温度で１５時間の回復熱
処理を施し、最後にそれぞれ、９９．９３％、９９．９
６％、９９．９８％の減面率で最終冷間加工を施し、φ
０．０５ｍｍ、φ０．０４ｍｍ、φ０．０３ｍｍの極細
線とした。実施例５では最終の冷間加工において９９．
９％以上の減面率で冷間加工を施しているため、１４０
０ＭＰａ以上の極めて高い引張り強さが得られている。
また実施例６乃至７では最終の冷間加工の減面率を更に
上げ、９９．９５％以上としているために、１５００Ｍ
Ｐａを超える引張り強さが得られている。また実施例５
乃至７のいずれにおいても、６０％ＩＡＣＳ以上の導電
率が得られている。金属材料では強度を上げた場合導電
率は低下するのが普通であるが、上記実施例は極めて高
い引張り強度を示すＣｕ−Ａｇ合金であるにもかかわら
ず、満足すべき程度の導電率を示している。またいずれ
も極細線への伸線加工性は良好であった。
【００５０】実施例８では、中間の冷間加工と回復熱処
理を２回繰返した例を示している。実施例８では３７０
℃の温度で１５時間の回復熱処理を施すまでは実施例５
乃至７と同様であり、次いで９７．８％の減面率で再度
中間の冷間加工を施し、次いで３７０℃の温度で６０時
間の回復熱処理を再度施し、最後に９９．６％の減面率
で最終冷間加工を施し、φ０．０２ｍｍの極細線とし
た。本実施例においては最終の冷間加工の減面率を９９
％以上としたため、１２００ＭＰａを越える高い引張り
強度を示している。また導電率は７１％と、実施例５乃
至７に比して高い値を示し、強度と導電率のバランスの
とれた極細線となっている。実施例８においても極細線
への伸線加工性は良好であった。
理を２回繰返した例を示している。実施例８では３７０
℃の温度で１５時間の回復熱処理を施すまでは実施例５
乃至７と同様であり、次いで９７．８％の減面率で再度
中間の冷間加工を施し、次いで３７０℃の温度で６０時
間の回復熱処理を再度施し、最後に９９．６％の減面率
で最終冷間加工を施し、φ０．０２ｍｍの極細線とし
た。本実施例においては最終の冷間加工の減面率を９９
％以上としたため、１２００ＭＰａを越える高い引張り
強度を示している。また導電率は７１％と、実施例５乃
至７に比して高い値を示し、強度と導電率のバランスの
とれた極細線となっている。実施例８においても極細線
への伸線加工性は良好であった。
【００５１】図４には、本発明によるＣｕ−Ａｇ合金線
材および各種銅合金線材の屈曲特性の試験結果を示して
いる。本試験においてはサンプルとなる線材に図５に示
すように３５ｇの荷重をかけた状態で曲げ半径０．５ｍ
ｍで、９０度首振り繰返し曲げ試験を行った。サンプル
としては、Ａｇ濃度１０重量％のＣｕ−Ａｇ合金による
１４００ＭＰａの引張り強度をもつ線径０．１ｍｍの線
材を用いた。また比較のために純銅硬材、Ｃｕ−Ｚｎ合
金およびＣｕ−Ｂｅ合金による線材に対しても同一の試
験を行った。図に表すようにＣｕ−Ａｇ合金の線材にお
いては７００回程度の耐屈曲特性が得られ、純銅硬材の
約５０倍の特性が得られており、またほぼ同一強度のＣ
ｕ−Ｂｅ合金線材と比較しても２倍程度の特性が得られ
た。
材および各種銅合金線材の屈曲特性の試験結果を示して
いる。本試験においてはサンプルとなる線材に図５に示
すように３５ｇの荷重をかけた状態で曲げ半径０．５ｍ
ｍで、９０度首振り繰返し曲げ試験を行った。サンプル
としては、Ａｇ濃度１０重量％のＣｕ−Ａｇ合金による
１４００ＭＰａの引張り強度をもつ線径０．１ｍｍの線
材を用いた。また比較のために純銅硬材、Ｃｕ−Ｚｎ合
金およびＣｕ−Ｂｅ合金による線材に対しても同一の試
験を行った。図に表すようにＣｕ−Ａｇ合金の線材にお
いては７００回程度の耐屈曲特性が得られ、純銅硬材の
約５０倍の特性が得られており、またほぼ同一強度のＣ
ｕ−Ｂｅ合金線材と比較しても２倍程度の特性が得られ
た。
【００５２】Ｃｕ−Ａｇ合金は、高強度導電材料として
広く用いられているＣｕ−Ｚｎ合金やＣｕ−Ｂｅ合金に
対して強度および導電率に優れ、同程度の強度ものでは
より高い導電率が得られ、同程度の導電率のものではよ
り高い強度が得られるという特長がある。これに加え
て、屈曲特性においても高い特性をもつことが本試験に
おいて確認された。
広く用いられているＣｕ−Ｚｎ合金やＣｕ−Ｂｅ合金に
対して強度および導電率に優れ、同程度の強度ものでは
より高い導電率が得られ、同程度の導電率のものではよ
り高い強度が得られるという特長がある。これに加え
て、屈曲特性においても高い特性をもつことが本試験に
おいて確認された。
【００５３】上述のように、本発明によるＣｕ−Ａｇ合
金線材は、高い強度と導電率、耐屈曲特性をかねそなえ
ており、極細同軸ケーブル、小型振動コイル用巻線、ロ
ボット用ケーブル、デバイスネット用ケーブル、電磁シ
ールド用線材、抗菌用線材、電子機器用接点およびバネ
材料などに使用するのに適したものである。また、上記
の極細同軸ケーブルは、ノートパソコンにおいて蝶番部
を通して用いられたり医療用の内視鏡に用いられるなど
高い耐屈曲特性が必要とされているが、本発明によるＣ
ｕ−Ａｇ合金線材を用いることで大幅に耐屈曲特性を向
上させることができる。また本発明によるＣｕ−Ａｇ合
金線材のその他の応用としては、釣竿、テニスラケット
やゴルフクラブ等のシャフトの補強材などがある。
金線材は、高い強度と導電率、耐屈曲特性をかねそなえ
ており、極細同軸ケーブル、小型振動コイル用巻線、ロ
ボット用ケーブル、デバイスネット用ケーブル、電磁シ
ールド用線材、抗菌用線材、電子機器用接点およびバネ
材料などに使用するのに適したものである。また、上記
の極細同軸ケーブルは、ノートパソコンにおいて蝶番部
を通して用いられたり医療用の内視鏡に用いられるなど
高い耐屈曲特性が必要とされているが、本発明によるＣ
ｕ−Ａｇ合金線材を用いることで大幅に耐屈曲特性を向
上させることができる。また本発明によるＣｕ−Ａｇ合
金線材のその他の応用としては、釣竿、テニスラケット
やゴルフクラブ等のシャフトの補強材などがある。
【００５４】
【発明の効果】本発明においてはＣｕ−Ａｇ合金に最後
に熱処理を行った後に高い加工度で冷間加工を施すこと
で、次のうちの一つ以上の効果が得られるものである。 イ） ２から１４重量％の低いＡｇ濃度においても高い
強度をもつＣｕ−Ａｇ合金線材を製造することが可能と
なる。これにより低いＡｇの添加量であっても高強度の
Ｃｕ−Ａｇ合金が得られ、Ａｇの使用量の減少によりコ
ストの削減がはかれることでＣｕ−Ａｇ合金の用途の拡
大に大きく寄与する。 ロ） Ａｇ濃度に応じた高い加工度で熱処理後の冷間加
工を行うことで、従来より検討されていた２４重量％程
度の高いＡｇ濃度をもつＣｕ−Ａｇ合金を上回る、きわ
めて高い引張り強度を得ることができる。 ハ） Ａｇ濃度を従来より低くしていることで加工性が
向上し、冷間加工度を高くとることができるため、製造
工程において中間焼鈍の回数を少なくすることができ、
製造コストを削減できる。 ニ） 析出熱処理、回復熱処理およびその前後の各種加
工の条件を組合わせることで、高強度かつ高導電率のＣ
ｕ−Ａｇ合金線材を加工性良く製造できる。
に熱処理を行った後に高い加工度で冷間加工を施すこと
で、次のうちの一つ以上の効果が得られるものである。 イ） ２から１４重量％の低いＡｇ濃度においても高い
強度をもつＣｕ−Ａｇ合金線材を製造することが可能と
なる。これにより低いＡｇの添加量であっても高強度の
Ｃｕ−Ａｇ合金が得られ、Ａｇの使用量の減少によりコ
ストの削減がはかれることでＣｕ−Ａｇ合金の用途の拡
大に大きく寄与する。 ロ） Ａｇ濃度に応じた高い加工度で熱処理後の冷間加
工を行うことで、従来より検討されていた２４重量％程
度の高いＡｇ濃度をもつＣｕ−Ａｇ合金を上回る、きわ
めて高い引張り強度を得ることができる。 ハ） Ａｇ濃度を従来より低くしていることで加工性が
向上し、冷間加工度を高くとることができるため、製造
工程において中間焼鈍の回数を少なくすることができ、
製造コストを削減できる。 ニ） 析出熱処理、回復熱処理およびその前後の各種加
工の条件を組合わせることで、高強度かつ高導電率のＣ
ｕ−Ａｇ合金線材を加工性良く製造できる。
【図１】各種Ａｇ濃度における加工度と引張り強度を示
すグラフである。
すグラフである。
【図２】Ａｇ濃度の加工限強度に及す影響を示すグラフ
である。
である。
【図３】Ａｇ濃度の、加工限における対数加工度に及す
影響を示すグラフである。
影響を示すグラフである。
【図４】Ｃｕ−Ａｇ合金および各種銅合金の耐屈曲性を
示すグラフである。
示すグラフである。
【図５】繰返し曲げ試験の方法を説明する図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｆ 1/00 ６２５ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６２５ ６３０ ６３０Ａ ６６１ ６６１Ａ ６８６ ６８６Ｂ ６９１ ６９１Ｂ ６９１Ｃ ６９４ ６９４Ａ (72)発明者 熊野 智幸 神奈川県川崎市川崎区小田栄２丁目１番１ 号 昭和電線電纜株式会社内 (72)発明者 大垣 俊久 神奈川県川崎市川崎区小田栄２丁目１番１ 号 昭和電線電纜株式会社内
Claims (10)
- 【請求項１】２乃至１４重量％のＡｇを含有し残部がＣ
ｕおよび不可避的不純物からなるＣｕ基合金の鋳造ロッ
ドに縮径のための冷間加工を行い、この冷間加工の途中
で１回以上の熱処理を施し、最後に熱処理を施した後に
９０％以上の減面率で最終線径にまで冷間加工を行うこ
とを特徴とするＣｕ−Ａｇ合金線材の製造方法。 - 【請求項２】２乃至１４重量％のＡｇを含有し残部がＣ
ｕおよび不可避的不純物からなるＣｕ基合金の鋳造ロッ
ドに縮径のための冷間加工を行い、この冷間加工の途中
で１回以上の熱処理を施し、最後に熱処理を施した後に
９９％以上の減面率で最終線径にまで冷間加工を行うこ
とを特徴とするＣｕ−Ａｇ合金線材の製造方法。 - 【請求項３】前記熱処理は４００乃至６００℃の温度で
１乃至１００時間施すことを特長とする請求項１乃至２
のいずれかに記載のＣｕ−Ａｇ合金線材の製造方法 - 【請求項４】２乃至１４重量％のＡｇを含有し残部がＣ
ｕおよび不可避的不純物からなるＣｕ基合金の鋳造ロッ
ドに析出熱処理を施し、中間の冷間加工を行い、次いで
焼鈍・回復のための回復熱処理を施し、更に９０％以上
の減面率で最終線径にまで最終冷間加工を行うことを特
徴とするＣｕ−Ａｇ合金線材の製造方法。 - 【請求項５】２乃至１４重量％のＡｇを含有し残部がＣ
ｕおよび不可避的不純物からなるＣｕ基合金の鋳造ロッ
ドに析出熱処理を施し、中間の冷間加工を行い、次いで
焼鈍・回復のための回復熱処理を施し、更に９９％以上
の減面率で最終線径にまで最終冷間加工を行うことを特
徴とするＣｕ−Ａｇ合金線材の製造方法。 - 【請求項６】前記析出熱処理は４００乃至６００℃の温
度で１乃至１００時間施し、前記回復熱処理は２００乃
至４５０℃の温度で５乃至１００時間施すことを特徴と
する請求項４乃至５のいずれかに記載のＣｕ−Ａｇ合金
線材の製造方法。 - 【請求項７】前記鋳造ロッドは連続鋳造によるものであ
ることを特徴とする請求項１乃至６のいずれかに記載の
Ｃｕ−Ａｇ合金線材の製造方法。 - 【請求項８】上記最終線径は０．０１乃至０．１ｍｍで
あることを特徴とする請求項１乃至７のいずれかに記載
のＣｕ−Ａｇ合金線材の製造方法。 - 【請求項９】２乃至１４重量％のＡｇを含有し残部がＣ
ｕおよび不可避的不純物からなるＣｕ−Ａｇ合金よりな
り、Ｃｕ基固溶相並びにＣｕとＡｇの共晶相および析出
相が冷間加工により繊維状に引きのばされた組織を有す
るＣｕ−Ａｇ合金線材であって、１０００ＭＰａ以上の
引張り強度を有することを特徴とするＣｕ−Ａｇ合金線
材。 - 【請求項１０】６乃至１４重量％のＡｇを含有し残部が
Ｃｕおよび不可避的不純物からなるＣｕ−Ａｇ合金より
なり、Ｃｕ基固溶相並びにＣｕとＡｇの共晶相および析
出相が冷間加工により繊維状に引きのばされた組織を有
するＣｕ−Ａｇ合金線材であって、１３００ＭＰａをこ
える引張り強度を有することを特徴とするＣｕ−Ａｇ合
金線材。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11193434A JP2000199042A (ja) | 1998-11-04 | 1999-07-07 | Ｃｕ―Ａｇ合金線材の製造方法およびＣｕ―Ａｇ合金線材 |
Applications Claiming Priority (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10-313577 | 1998-11-04 | ||
| JP31357798 | 1998-11-04 | ||
| JP31357898 | 1998-11-04 | ||
| JP10-313578 | 1998-11-04 | ||
| JP11193434A JP2000199042A (ja) | 1998-11-04 | 1999-07-07 | Ｃｕ―Ａｇ合金線材の製造方法およびＣｕ―Ａｇ合金線材 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000199042A true JP2000199042A (ja) | 2000-07-18 |
Family
ID=27326764
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11193434A Pending JP2000199042A (ja) | 1998-11-04 | 1999-07-07 | Ｃｕ―Ａｇ合金線材の製造方法およびＣｕ―Ａｇ合金線材 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2000199042A (ja) |
Cited By (24)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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