JP2001073045A - 高強度銅合金鋳塊の製造方法 - Google Patents
高強度銅合金鋳塊の製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 大型の鋳塊であっても中間温度脆性を効果的
に抑制して製造歩留まりを向上させることができる新規
な高強度銅合金鋳塊の製造方法の提供。 【解決手段】 Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金材料を１０Ｔ
ｏｒｒ以下の真空度下で溶解すると共に、所定時間保持
した後、この溶湯を半連続鋳造又は全連続鋳造する。こ
の結果、中間温度脆性による割れの原因となる鋳塊中の
Ｈ，Ｓ，Ｐｂ濃度が大幅に減少するため、断面積が６０
０ｃｍ2 を超えるような大型の鋳塊であっても中間温度
脆性を効果的に抑制して製造歩留まりを向上させること
ができる。
に抑制して製造歩留まりを向上させることができる新規
な高強度銅合金鋳塊の製造方法の提供。 【解決手段】 Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金材料を１０Ｔ
ｏｒｒ以下の真空度下で溶解すると共に、所定時間保持
した後、この溶湯を半連続鋳造又は全連続鋳造する。こ
の結果、中間温度脆性による割れの原因となる鋳塊中の
Ｈ，Ｓ，Ｐｂ濃度が大幅に減少するため、断面積が６０
０ｃｍ2 を超えるような大型の鋳塊であっても中間温度
脆性を効果的に抑制して製造歩留まりを向上させること
ができる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、リードフレームや
コネクター等の電気・電子機器用部品に用いられる熱間
加工性に優れた高強度銅合金鋳塊の製造方法に関するも
のである。
コネクター等の電気・電子機器用部品に用いられる熱間
加工性に優れた高強度銅合金鋳塊の製造方法に関するも
のである。
【０００２】
【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】近年の
電気・電子機器の高性能化・高密度化に伴い、リードフ
レームやコネクター等の部品に用いられる銅合金条に
は、より優れた導電性と強度が要求されてきており、こ
の要求に応え得る合金として、現在ではＣｕ−Ｎｉ−Ｓ
ｉ系銅合金（コルソン系銅合金）が広く用いられてきて
いる。
電気・電子機器の高性能化・高密度化に伴い、リードフ
レームやコネクター等の部品に用いられる銅合金条に
は、より優れた導電性と強度が要求されてきており、こ
の要求に応え得る合金として、現在ではＣｕ−Ｎｉ−Ｓ
ｉ系銅合金（コルソン系銅合金）が広く用いられてきて
いる。
【０００３】一方、一般に銅及び銅合金には中間温度脆
性と呼ばれるものが存在し、中高温域において、延性が
著しく低下して加工が困難となり、粒界割れを起こし易
くなる現象が知られているが、上述したコルソン系銅合
金ではこの現象が特に顕著であり、工業的な製造におけ
る大型の鋳塊においては熱間圧延に先立つ加熱過程にお
いて粒界割れを起こし、熱間圧延ができなくなるといっ
た不都合がある。
性と呼ばれるものが存在し、中高温域において、延性が
著しく低下して加工が困難となり、粒界割れを起こし易
くなる現象が知られているが、上述したコルソン系銅合
金ではこの現象が特に顕著であり、工業的な製造におけ
る大型の鋳塊においては熱間圧延に先立つ加熱過程にお
いて粒界割れを起こし、熱間圧延ができなくなるといっ
た不都合がある。
【０００４】そのため、従来では、このようなコルソン
系銅合金の中間温度脆性の低減策として鋳造時の残留応
力の低減を狙った冷却条件等の最適化や、Ｚｎ，Ｍｎ，
Ｍｇなどの添加及びＰ濃度の抑制などの合金成分の最適
化等といった種々の対策が講じられている。
系銅合金の中間温度脆性の低減策として鋳造時の残留応
力の低減を狙った冷却条件等の最適化や、Ｚｎ，Ｍｎ，
Ｍｇなどの添加及びＰ濃度の抑制などの合金成分の最適
化等といった種々の対策が講じられている。
【０００５】しかしながら、このような対策による中間
温度脆性の抑制効果は、比較的小型の鋳塊でしか得られ
ないため、断面積が６００ｃｍ2 を超えるような大型の
鋳塊では十分に得ることができず、製造歩留まりの低下
が避けられないといった問題があった。
温度脆性の抑制効果は、比較的小型の鋳塊でしか得られ
ないため、断面積が６００ｃｍ2 を超えるような大型の
鋳塊では十分に得ることができず、製造歩留まりの低下
が避けられないといった問題があった。
【０００６】そこで、本発明はこのような課題を有効に
解決するために案出されたものであり、その目的は、断
面積が６００ｃｍ2 を超えるような大型の鋳塊であって
も中間温度脆性を効果的に抑制して製造歩留まりを向上
させることができる新規な高強度銅合金鋳塊の製造方法
を提供するものである。
解決するために案出されたものであり、その目的は、断
面積が６００ｃｍ2 を超えるような大型の鋳塊であって
も中間温度脆性を効果的に抑制して製造歩留まりを向上
させることができる新規な高強度銅合金鋳塊の製造方法
を提供するものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】上記課題を解決するため
に第一の発明は、断面積が６００ｃｍ2 を超え、且つ
Ｓ，Ｐｂの濃度が各々１０ｗｔｐｐｍ以下及びＨの濃度
が０．３ｗｔｐｐｍ以下であるＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系高強
度銅合金鋳塊の製造方法において、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｓｉを
主成分とする材料中に、Ｐ，Ｍｇ，Ｓｎ，Ｍｎのうち少
なくとも１種以上の元素を添加した銅合金材料を形成
し、この銅合金材料を１０Ｔｏｒｒ以下の真空度下で溶
解し脱ガスした後、不活性ガスで置換して大気圧とし、
その後この溶湯中に０．０５〜２．０ｗｔ％のＺｎを均
一に添加し、しかる後この溶湯を不活性ガスで被覆した
移送樋、鋳造樋、保持炉を経て半連続鋳造又は全連続鋳
造して得るようにしたものである。
に第一の発明は、断面積が６００ｃｍ2 を超え、且つ
Ｓ，Ｐｂの濃度が各々１０ｗｔｐｐｍ以下及びＨの濃度
が０．３ｗｔｐｐｍ以下であるＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系高強
度銅合金鋳塊の製造方法において、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｓｉを
主成分とする材料中に、Ｐ，Ｍｇ，Ｓｎ，Ｍｎのうち少
なくとも１種以上の元素を添加した銅合金材料を形成
し、この銅合金材料を１０Ｔｏｒｒ以下の真空度下で溶
解し脱ガスした後、不活性ガスで置換して大気圧とし、
その後この溶湯中に０．０５〜２．０ｗｔ％のＺｎを均
一に添加し、しかる後この溶湯を不活性ガスで被覆した
移送樋、鋳造樋、保持炉を経て半連続鋳造又は全連続鋳
造して得るようにしたものである。
【０００８】また、第二の発明は、同じくＣｕ，Ｎｉ，
Ｓｉを主成分とする材料中にＰ，Ｍｇ，Ｓｎ，Ｍｎのう
ち少なくとも１種以上の元素を添加した銅合金材料を大
気中木炭被覆下で溶解し、この溶湯を１０Ｔｏｒｒ以下
の真空度下で３０分以上保持すると共に不活性ガスで置
換して大気圧とした後、この溶湯中に０．０５〜２．０
ｗｔ％のＺｎを均一に添加し、しかる後この溶湯を不活
性ガスで被覆した移送樋、鋳造樋、保持炉を経て半連続
鋳造又は全連続鋳造して得るようにしたものである。
Ｓｉを主成分とする材料中にＰ，Ｍｇ，Ｓｎ，Ｍｎのう
ち少なくとも１種以上の元素を添加した銅合金材料を大
気中木炭被覆下で溶解し、この溶湯を１０Ｔｏｒｒ以下
の真空度下で３０分以上保持すると共に不活性ガスで置
換して大気圧とした後、この溶湯中に０．０５〜２．０
ｗｔ％のＺｎを均一に添加し、しかる後この溶湯を不活
性ガスで被覆した移送樋、鋳造樋、保持炉を経て半連続
鋳造又は全連続鋳造して得るようにしたものである。
【０００９】さらに、第三の発明は、上記高強度銅合金
鋳塊の組成として、Ｎｉ：２．０〜４．０ｗｔ％、Ｓ
ｉ：０．４〜１．０ｗｔ％，Ｚｎ：０．０５％〜２．０
ｗｔ％を含むと共に、Ｐ：０．０１〜０．２ｗｔ％、Ｍ
ｇ：０．０１〜０．２ｗｔ％、Ｓｎ：０．１〜１．５ｗ
ｔ％、Ｍｎ：０．０１〜０．５ｗｔ％のうちいずれか１
種以上、及び残部Ｃｕからなるものである。
鋳塊の組成として、Ｎｉ：２．０〜４．０ｗｔ％、Ｓ
ｉ：０．４〜１．０ｗｔ％，Ｚｎ：０．０５％〜２．０
ｗｔ％を含むと共に、Ｐ：０．０１〜０．２ｗｔ％、Ｍ
ｇ：０．０１〜０．２ｗｔ％、Ｓｎ：０．１〜１．５ｗ
ｔ％、Ｍｎ：０．０１〜０．５ｗｔ％のうちいずれか１
種以上、及び残部Ｃｕからなるものである。
【００１０】
【発明の実施の形態】次に、本発明を実施する好適一形
態を説明する。
態を説明する。
【００１１】前述したようにコルソン系銅合金、すなわ
ちＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金は、鋳造時の残留応力が大
きく、中間温度脆性が顕著である。そして、一般に、鋳
塊を熱間圧延する際には、これに先立って鋳塊を８００
℃〜１０００℃の温度に加熱するのであるが、この加熱
過程において外部からの応力がない状態で粒界割れを起
こす。
ちＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金は、鋳造時の残留応力が大
きく、中間温度脆性が顕著である。そして、一般に、鋳
塊を熱間圧延する際には、これに先立って鋳塊を８００
℃〜１０００℃の温度に加熱するのであるが、この加熱
過程において外部からの応力がない状態で粒界割れを起
こす。
【００１２】そのため、本発明者らがこの原因を鋭意調
査したところ、５５０〜６５０℃の温度において結晶粒
界にＮｉとＳｉからなる析出物が多量に析出し、残留応
力が緩和される過程でこの析出物が起点となってボイド
を形成し、さらにこれらが連結して割れに至ることがわ
かった。
査したところ、５５０〜６５０℃の温度において結晶粒
界にＮｉとＳｉからなる析出物が多量に析出し、残留応
力が緩和される過程でこの析出物が起点となってボイド
を形成し、さらにこれらが連結して割れに至ることがわ
かった。
【００１３】そこで、本発明者らは、この加熱過程の昇
温速度に着目し、この昇温速度を改善することによって
結晶粒界に析出する、この化合物を極力低減させること
に成功した。
温速度に着目し、この昇温速度を改善することによって
結晶粒界に析出する、この化合物を極力低減させること
に成功した。
【００１４】しかしながら、特に断面積が６００ｃｍ2
を超えるような大型の鋳塊では、この対策のみでは十分
な効果が得られないことから、さらに詳しく調査を行っ
た結果、Ｓ，Ｐｂを始めとする低融点でＣｕに固溶し難
い元素や、鋳造時に結晶中に過飽和に固溶した水素が粒
界に集積し、これらが中間温度脆性を大きく促進するこ
とがわかった。
を超えるような大型の鋳塊では、この対策のみでは十分
な効果が得られないことから、さらに詳しく調査を行っ
た結果、Ｓ，Ｐｂを始めとする低融点でＣｕに固溶し難
い元素や、鋳造時に結晶中に過飽和に固溶した水素が粒
界に集積し、これらが中間温度脆性を大きく促進するこ
とがわかった。
【００１５】そこで、１０Ｔｏｒｒ以上の真空中で溶解
を行うか、若しくは大気中で溶解後溶湯を１０Ｔｏｒｒ
以下の真空中で３０分以上保持して十分に脱ガスするこ
とにより、溶湯中のＳ，Ｐｂの濃度を各々１０ｗｔｐｐ
ｍ以下、水素濃度を０．３ｗｔｐｐｍ以下に低減させた
ところ、断面積が６００ｃｍ2 を超えるような大型の鋳
塊であっても熱間圧延に先立つ加熱過程での割れを完全
に防止することが可能となった。
を行うか、若しくは大気中で溶解後溶湯を１０Ｔｏｒｒ
以下の真空中で３０分以上保持して十分に脱ガスするこ
とにより、溶湯中のＳ，Ｐｂの濃度を各々１０ｗｔｐｐ
ｍ以下、水素濃度を０．３ｗｔｐｐｍ以下に低減させた
ところ、断面積が６００ｃｍ2 を超えるような大型の鋳
塊であっても熱間圧延に先立つ加熱過程での割れを完全
に防止することが可能となった。
【００１６】
【実施例】（実施例１）先ず、Ｎｉ：２．５ｗｔ％、Ｓ
ｉ：０．４５ｗｔ％，Ｐ：０．０３ｗｔ％、Ｚｎ：１．
７ｗｔ％、残部Ｃｕからなる銅合金鋳塊４トンを得るべ
く、高周波誘導加熱式坩堝炉を用い、大気中木炭被覆下
でリン脱酸銅屑を溶解後、１２００℃の温度でこれに１
００％電気Ｎｉ及び１００％Ｓｉを添加し、１０分後Ｃ
ｕ−１５ｗｔ％Ｐ母合金を製造した。２０分経過後その
坩堝に蓋をし、その坩堝内を０．１Ｔｏｒｒまで真空引
きし、６０分保持した。その後、この坩堝内にＡｒガス
を導入して大気圧とし、坩堝の蓋に予めセットしておい
た点火用バスケットで１００％Ｚｎを添加した後、２０
分経過後この溶湯を１１５０℃の温度で鋳造樋に注湯し
た。鋳造樋では溶湯の表面を被覆材で被覆し、さらに雰
囲気をＡｒガスとした。その後、この溶湯を半連続鋳造
により鋳造し、断面が２００ｍｍ×５００ｍｍの鋳塊を
得た。尚、ここで溶解に先立ち、溶解材料、被服材料、
坩堝、鋳造樋などは予めガスバーナーで十分な予熱を行
った。
ｉ：０．４５ｗｔ％，Ｐ：０．０３ｗｔ％、Ｚｎ：１．
７ｗｔ％、残部Ｃｕからなる銅合金鋳塊４トンを得るべ
く、高周波誘導加熱式坩堝炉を用い、大気中木炭被覆下
でリン脱酸銅屑を溶解後、１２００℃の温度でこれに１
００％電気Ｎｉ及び１００％Ｓｉを添加し、１０分後Ｃ
ｕ−１５ｗｔ％Ｐ母合金を製造した。２０分経過後その
坩堝に蓋をし、その坩堝内を０．１Ｔｏｒｒまで真空引
きし、６０分保持した。その後、この坩堝内にＡｒガス
を導入して大気圧とし、坩堝の蓋に予めセットしておい
た点火用バスケットで１００％Ｚｎを添加した後、２０
分経過後この溶湯を１１５０℃の温度で鋳造樋に注湯し
た。鋳造樋では溶湯の表面を被覆材で被覆し、さらに雰
囲気をＡｒガスとした。その後、この溶湯を半連続鋳造
により鋳造し、断面が２００ｍｍ×５００ｍｍの鋳塊を
得た。尚、ここで溶解に先立ち、溶解材料、被服材料、
坩堝、鋳造樋などは予めガスバーナーで十分な予熱を行
った。
【００１７】そして、この時点で鋳塊のＨ，Ｓ，Ｐｂ濃
度の分析を行ったところ、以下の表１に示すように、Ｈ
濃度は０．１０ｗｔｐｐｍ，Ｓ濃度は３ｗｔｐｐｍ、Ｐ
ｂ濃度は２ｗｔｐｐｍであった。
度の分析を行ったところ、以下の表１に示すように、Ｈ
濃度は０．１０ｗｔｐｐｍ，Ｓ濃度は３ｗｔｐｐｍ、Ｐ
ｂ濃度は２ｗｔｐｐｍであった。
【００１８】次に、このようにして得られた鋳塊をガス
炊き式の加熱炉で９５０℃に加熱し、１時間保持後熱間
圧延を開始し、１５パスで厚さ１２ｍｍのコイルとした
ところ、加熱直後から熱間圧延の終了まで表面に割れは
全く見られなかった。また、さらに、このコイルの両面
を各１ｍｍ面削し、１０ｍｍとした後、粗圧延機により
厚さ２ｍｍに圧延し、さらに連続焼鈍炉で８００℃雰囲
気中で毎分５ｍの速度で通板した結果、コイルの両面に
は全長を通して欠陥（粒界割れ）は全く見られなかっ
た。
炊き式の加熱炉で９５０℃に加熱し、１時間保持後熱間
圧延を開始し、１５パスで厚さ１２ｍｍのコイルとした
ところ、加熱直後から熱間圧延の終了まで表面に割れは
全く見られなかった。また、さらに、このコイルの両面
を各１ｍｍ面削し、１０ｍｍとした後、粗圧延機により
厚さ２ｍｍに圧延し、さらに連続焼鈍炉で８００℃雰囲
気中で毎分５ｍの速度で通板した結果、コイルの両面に
は全長を通して欠陥（粒界割れ）は全く見られなかっ
た。
【００１９】（実施例２）表１に示すように坩堝内の真
空度と保持時間を変えた他は、実施例１と同様な条件で
得られた銅合金鋳塊のＨ，Ｓ，Ｐｂ濃度の分析を行った
ところ、Ｈ濃度は０．２３ｗｔｐｐｍ，Ｓ濃度は１０ｗ
ｔｐｐｍ、Ｐｂ濃度は８ｗｔｐｐｍであった。そして、
その後、実施例１と同様に処理して得られたコイルの欠
陥を調べたところ、全長を通して欠陥（粒界割れ）は全
く見られなかった。
空度と保持時間を変えた他は、実施例１と同様な条件で
得られた銅合金鋳塊のＨ，Ｓ，Ｐｂ濃度の分析を行った
ところ、Ｈ濃度は０．２３ｗｔｐｐｍ，Ｓ濃度は１０ｗ
ｔｐｐｍ、Ｐｂ濃度は８ｗｔｐｐｍであった。そして、
その後、実施例１と同様に処理して得られたコイルの欠
陥を調べたところ、全長を通して欠陥（粒界割れ）は全
く見られなかった。
【００２０】（実施例３）表１に示すように坩堝内の真
空度と保持時間を変えた他は、実施例１と同様な条件で
得られた銅合金鋳塊のＨ，Ｓ，Ｐｂ濃度の分析を行った
ところ、Ｈ濃度は０．１７ｗｔｐｐｍ，Ｓ濃度は８ｗｔ
ｐｐｍ、Ｐｂ濃度は５ｗｔｐｐｍであった。そして、そ
の後、実施例１と同様に処理して得られたコイルの欠陥
を調べたところ、全長を通して欠陥（粒界割れ）は全く
見られなかった。
空度と保持時間を変えた他は、実施例１と同様な条件で
得られた銅合金鋳塊のＨ，Ｓ，Ｐｂ濃度の分析を行った
ところ、Ｈ濃度は０．１７ｗｔｐｐｍ，Ｓ濃度は８ｗｔ
ｐｐｍ、Ｐｂ濃度は５ｗｔｐｐｍであった。そして、そ
の後、実施例１と同様に処理して得られたコイルの欠陥
を調べたところ、全長を通して欠陥（粒界割れ）は全く
見られなかった。
【００２１】（実施例４）表１に示すように坩堝内の真
空度と保持時間を変えた他は、実施例１と同様な条件で
得られた銅合金鋳塊のＨ，Ｓ，Ｐｂ濃度の分析を行った
ところ、Ｈ濃度は０．１８ｗｔｐｐｍ，Ｓ濃度は９ｗｔ
ｐｐｍ、Ｐｂ濃度は５ｗｔｐｐｍであった。そして、そ
の後、実施例１と同様に処理して得られたコイルの欠陥
を調べたところ、全長を通して欠陥（粒界割れ）は全く
見られなかった。
空度と保持時間を変えた他は、実施例１と同様な条件で
得られた銅合金鋳塊のＨ，Ｓ，Ｐｂ濃度の分析を行った
ところ、Ｈ濃度は０．１８ｗｔｐｐｍ，Ｓ濃度は９ｗｔ
ｐｐｍ、Ｐｂ濃度は５ｗｔｐｐｍであった。そして、そ
の後、実施例１と同様に処理して得られたコイルの欠陥
を調べたところ、全長を通して欠陥（粒界割れ）は全く
見られなかった。
【００２２】（実施例５）表１に示すように坩堝内の保
持時間を変えた他は、実施例１と同様な条件で得られた
銅合金鋳塊のＨ，Ｓ，Ｐｂ濃度の分析を行ったところ、
Ｈ濃度は０．１５ｗｔｐｐｍ，Ｓ濃度は７ｗｔｐｐｍ、
Ｐｂ濃度は３ｗｔｐｐｍであった。そしてその後、実施
例１と同様に処理して得られたコイルの欠陥を調べたと
ころ、全長を通して欠陥（粒界割れ）は全く見られなか
った。
持時間を変えた他は、実施例１と同様な条件で得られた
銅合金鋳塊のＨ，Ｓ，Ｐｂ濃度の分析を行ったところ、
Ｈ濃度は０．１５ｗｔｐｐｍ，Ｓ濃度は７ｗｔｐｐｍ、
Ｐｂ濃度は３ｗｔｐｐｍであった。そしてその後、実施
例１と同様に処理して得られたコイルの欠陥を調べたと
ころ、全長を通して欠陥（粒界割れ）は全く見られなか
った。
【００２３】（比較例１）表１の比較例に示すように坩
堝内の真空度を５０Ｔｏｒｒとした他は、実施例１と同
様な条件で得られた銅合金鋳塊のＨ，Ｓ，Ｐｂ濃度の分
析を行ったところ、Ｈ濃度は０．３８ｗｔｐｐｍ，Ｓ濃
度は１８ｗｔｐｐｍ、Ｐｂ濃度は１１ｗｔｐｐｍであ
り、いずれの濃度も実施例を大きく上回ってしまった。
堝内の真空度を５０Ｔｏｒｒとした他は、実施例１と同
様な条件で得られた銅合金鋳塊のＨ，Ｓ，Ｐｂ濃度の分
析を行ったところ、Ｈ濃度は０．３８ｗｔｐｐｍ，Ｓ濃
度は１８ｗｔｐｐｍ、Ｐｂ濃度は１１ｗｔｐｐｍであ
り、いずれの濃度も実施例を大きく上回ってしまった。
【００２４】そして、実施例１と同様に処理して得られ
たコイルの欠陥を調べたところ、軽微な割れが見られ
た。
たコイルの欠陥を調べたところ、軽微な割れが見られ
た。
【００２５】（比較例２）表１の比較例に示すように坩
堝内の真空度を１０Ｔｏｒｒ，保持時間を５分とした他
は、実施例１と同様な条件で得られた銅合金鋳塊のＨ，
Ｓ，Ｐｂ濃度の分析を行ったところ、Ｈ濃度は０．４５
ｗｔｐｐｍ，Ｓ濃度は２０ｗｔｐｐｍ、Ｐｂ濃度は１２
ｗｔｐｐｍであり、いずれの濃度も実施例を大きく上回
ってしまった。
堝内の真空度を１０Ｔｏｒｒ，保持時間を５分とした他
は、実施例１と同様な条件で得られた銅合金鋳塊のＨ，
Ｓ，Ｐｂ濃度の分析を行ったところ、Ｈ濃度は０．４５
ｗｔｐｐｍ，Ｓ濃度は２０ｗｔｐｐｍ、Ｐｂ濃度は１２
ｗｔｐｐｍであり、いずれの濃度も実施例を大きく上回
ってしまった。
【００２６】その後、この鋳塊をガス炊き式の加熱炉で
毎分５℃の昇温速度で９５０℃に加熱し、１時間保持後
熱間圧延を開始したところ、９パス目で割れが生じてし
まった。
毎分５℃の昇温速度で９５０℃に加熱し、１時間保持後
熱間圧延を開始したところ、９パス目で割れが生じてし
まった。
【００２７】（比較例３）表１の比較例に示すように坩
堝内の真空度を１０Ｔｏｒｒ，保持時間を１０分間とし
た他は、実施例１と同様な条件で得られた銅合金鋳塊の
Ｈ，Ｓ，Ｐｂ濃度の分析を行ったところ、Ｈ濃度は０．
２９ｗｔｐｐｍ，Ｓ濃度は１５ｗｔｐｐｍ、Ｐｂ濃度は
１０ｗｔｐｐｍであり、いずれの濃度も実施例を大きく
上回ってしまった。その後、実施例１と同様に処理して
得られたコイルの欠陥を調べたところ、比較例１と同様
に軽微な割れが発生してしまった。
堝内の真空度を１０Ｔｏｒｒ，保持時間を１０分間とし
た他は、実施例１と同様な条件で得られた銅合金鋳塊の
Ｈ，Ｓ，Ｐｂ濃度の分析を行ったところ、Ｈ濃度は０．
２９ｗｔｐｐｍ，Ｓ濃度は１５ｗｔｐｐｍ、Ｐｂ濃度は
１０ｗｔｐｐｍであり、いずれの濃度も実施例を大きく
上回ってしまった。その後、実施例１と同様に処理して
得られたコイルの欠陥を調べたところ、比較例１と同様
に軽微な割れが発生してしまった。
【００２８】
【表１】
【００２９】そして、これらの結果からも明らかなよう
に、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金溶湯を得るに際して、１
０Ｔｏｒｒ以上の真空中で溶解を行うか、若しくは大気
中で溶解後溶湯を１０Ｔｏｒｒ以下の真空中で３０分以
上保持して十分に脱ガスすることにより、溶湯中のＳ，
Ｐｂの濃度を各々１０ｗｔｐｐｍ以下、水素濃度を０．
３ｗｔｐｐｍ以下に低減させることが可能となり、これ
によって、断面積が６００ｍｍ2 を超えるような大型の
鋳塊であっても熱間圧延に先立つ加熱過程での割れを完
全に防止することが可能となることが実証された。
に、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金溶湯を得るに際して、１
０Ｔｏｒｒ以上の真空中で溶解を行うか、若しくは大気
中で溶解後溶湯を１０Ｔｏｒｒ以下の真空中で３０分以
上保持して十分に脱ガスすることにより、溶湯中のＳ，
Ｐｂの濃度を各々１０ｗｔｐｐｍ以下、水素濃度を０．
３ｗｔｐｐｍ以下に低減させることが可能となり、これ
によって、断面積が６００ｍｍ2 を超えるような大型の
鋳塊であっても熱間圧延に先立つ加熱過程での割れを完
全に防止することが可能となることが実証された。
【００３０】尚、表１に示すように、真空度や保持時間
を考慮しない従来工程にあっては、銅合金鋳塊のＨ，
Ｓ，Ｐｂ濃度は、本発明に係る実施例は勿論、本発明の
範囲外である比較例に比べても大幅に上回ってしまい、
また、その後の熱間圧延工程でも１パス目で直ちに粒界
割れが発生してしまった。
を考慮しない従来工程にあっては、銅合金鋳塊のＨ，
Ｓ，Ｐｂ濃度は、本発明に係る実施例は勿論、本発明の
範囲外である比較例に比べても大幅に上回ってしまい、
また、その後の熱間圧延工程でも１パス目で直ちに粒界
割れが発生してしまった。
【００３１】
【発明の効果】以上要するに本発明によれば、Ｃｕ−Ｎ
ｉ−Ｓｉ系銅合金特有の中間温度脆性を大幅に緩和する
ことが可能となるため、断面積が６００ｃｍ2 を超える
ような大型の鋳塊であっても熱間圧延に先立つ加熱過程
での割れを完全に防止することが可能となり、製造歩留
まりが著しく向上する等といった優れた効果を発揮する
ことができる。
ｉ−Ｓｉ系銅合金特有の中間温度脆性を大幅に緩和する
ことが可能となるため、断面積が６００ｃｍ2 を超える
ような大型の鋳塊であっても熱間圧延に先立つ加熱過程
での割れを完全に防止することが可能となり、製造歩留
まりが著しく向上する等といった優れた効果を発揮する
ことができる。
Claims (3)
- 【請求項１】 断面積が６００ｃｍ2 を超え、且つＳ，
Ｐｂの濃度が各々１０ｗｔｐｐｍ以下及びＨの濃度が
０．３ｗｔｐｐｍ以下であるＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系高強度
銅合金鋳塊の製造方法において、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｓｉを主
成分とする材料中に、Ｐ，Ｍｇ，Ｓｎ，Ｍｎのうち少な
くとも１種以上の元素を添加した銅合金材料を形成し、
この銅合金材料を１０Ｔｏｒｒ以下の真空度下で溶解し
て脱ガスした後、不活性ガスで置換して大気圧とし、そ
の後、この溶湯中に０．０５〜２．０ｗｔ％のＺｎを均
一に添加し、しかる後この溶湯を不活性ガスで被覆した
移送樋、鋳造樋、保持炉を経て半連続鋳造又は全連続鋳
造して得るようにしたことを特徴とする高強度銅合金鋳
塊の製造方法。 - 【請求項２】 断面積が６００ｃｍ2 を超え、且つＳ，
Ｐｂの濃度が各々１０ｗｔｐｐｍ以下及びＨの濃度が
０．３ｗｔｐｐｍ以下であるＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系高強度
銅合金鋳塊の製造方法において、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｓｉを主
成分とする材料中にＰ，Ｍｇ，Ｓｎ，Ｍｎのうち少なく
とも１種以上の元素を添加した銅合金材料を大気中木炭
被覆下で溶解し、この溶湯を１０Ｔｏｒｒ以下の真空度
下で３０分以上保持すると共に不活性ガスで置換して大
気圧とした後、この溶湯中に０．０５〜２．０ｗｔ％の
Ｚｎを均一に添加し、しかる後この溶湯を不活性ガスで
被覆した移送樋、鋳造樋、保持炉を経て半連続鋳造又は
全連続鋳造して得るようにしたことを特徴とする高強度
銅合金鋳塊の製造方法。 - 【請求項３】 上記高強度銅合金鋳塊の組成が、Ｎｉ：
２．０〜４．０ｗｔ％、Ｓｉ：０．４〜１．０ｗｔ％，
Ｚｎ：０．０５〜２．０ｗｔ％を含むと共に、Ｐ：０．
０１〜０．２ｗｔ％、Ｍｇ：０．０１〜０．２ｗｔ％、
Ｓｎ：０．１〜１．５ｗｔ％、Ｍｎ：０．０１〜０．５
ｗｔ％のうちいずれか１種以上、及び残部Ｃｕであるこ
とを特徴とする請求項１又は２に記載の高強度銅合金鋳
塊の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24896899A JP2001073045A (ja) | 1999-09-02 | 1999-09-02 | 高強度銅合金鋳塊の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24896899A JP2001073045A (ja) | 1999-09-02 | 1999-09-02 | 高強度銅合金鋳塊の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001073045A true JP2001073045A (ja) | 2001-03-21 |
Family
ID=17186078
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP24896899A Pending JP2001073045A (ja) | 1999-09-02 | 1999-09-02 | 高強度銅合金鋳塊の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2001073045A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007063625A (ja) * | 2005-08-31 | 2007-03-15 | Nikko Kinzoku Kk | 疲労特性に優れる銅合金Ａｕめっき条 |
| JP2011102416A (ja) * | 2009-11-10 | 2011-05-26 | Dowa Metaltech Kk | 銅合金の製造方法 |
| CN103540777A (zh) * | 2012-07-17 | 2014-01-29 | 湖南稀土金属材料研究院 | 一种连续自动生产镁-稀土中间合金的方法 |
| CN107326214A (zh) * | 2017-07-03 | 2017-11-07 | 广东省材料与加工研究所 | 一种连铸轧制高效成形铜镍硅合金带材的方法 |
-
1999
- 1999-09-02 JP JP24896899A patent/JP2001073045A/ja active Pending
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007063625A (ja) * | 2005-08-31 | 2007-03-15 | Nikko Kinzoku Kk | 疲労特性に優れる銅合金Ａｕめっき条 |
| JP2011102416A (ja) * | 2009-11-10 | 2011-05-26 | Dowa Metaltech Kk | 銅合金の製造方法 |
| CN103540777A (zh) * | 2012-07-17 | 2014-01-29 | 湖南稀土金属材料研究院 | 一种连续自动生产镁-稀土中间合金的方法 |
| CN107326214A (zh) * | 2017-07-03 | 2017-11-07 | 广东省材料与加工研究所 | 一种连铸轧制高效成形铜镍硅合金带材的方法 |
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