JP2012045600A - 銅合金の鋳塊及びその製造方法、それより得られる銅合金板材 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】塊横断面の金属組織における下記式で示す等軸晶面積率が70%以上であり、その等軸晶の結晶粒径が5mm以下であることを特徴とする銅合金の鋳塊。等軸晶面積率=鋳塊横断面中の等軸晶域面積/鋳塊横断面面積×100(%)
【選択図】なし
Description
本発明では、このような現状に鑑み、シビアな曲げ加工においておいても割れを生じにくく、高い強度を実現することができ、またその鋳塊におけるブローホールの発生を抑えた銅合金の鋳塊及びその製造方法、それより得られる銅合金板材の提供を目的とする。
(1)鋳塊横断面の金属組織における下記式で示す等軸晶面積率が70%以上であり、その等軸晶の結晶粒径が5mm以下であることを特徴とする銅合金の鋳塊。
等軸晶面積率=鋳塊横断面中の等軸晶域面積/鋳塊横断面面積×100(%)
(2)(1)に記載の銅合金の鋳塊が下記A〜Eのいずれかの成分組成を有し、該鋳塊から製造したことを特徴とする銅合金板材。
<A> Ni:2.0〜6.0質量%
Si:0.3〜2.0質量%
残部がCu及び不可避不純物
<B> Sn:3.0〜11.0質量%
P:0.03〜0.30質量%
残部がCu及び不可避不純物
<C> Fe:0.1〜2.5質量%
P:0.01〜0.10質量%
残部がCu及び不可避不純物
<D> Co:0.5〜2.0質量%
Si:0.10〜0.55質量%
残部がCu及び不可避不純物
<E> Ti:0.1〜3.5質量%
残部がCu及び不可避不純物
(3)前記成分組成Aからなる銅合金材であって、組織中に存在するNiとSiを主成分とする晶出物の大きさが5μm以下であることを特徴とする(2)に記載の銅合金板材。
(4)前記成分組成Cからなる銅合金材であって、組織中に存在するFeを主成分とする晶出物の大きさが10μm以下であることを特徴とする(2)に記載の銅合金板材。
(5)前記成分組成Dからなる銅合金材であって、組織中に存在するCoとSiを主成分とする晶出物の大きさが1.2μm以下であることを特徴とする(2)に記載の銅合金板材。
(6)前記成分組成Eからなる銅合金材であって、組織中に存在するTiを主成分とする晶出物の大きさが3.0μm以下であることを特徴とする(2)に記載の銅合金板材。
(7)銅合金を連続鋳造する際に、溶融銅合金の温度をその液相線温度に150℃を足した温度以下の範囲とし、旋回流速60〜3000mm/秒で攪拌し凝固させ、鋳造した鋳塊横断面の金属組織における下記式で示す等軸晶面積率を70%以上とし、その等軸晶の結晶粒径を5mm以下とすることを特徴とする銅合金鋳塊の製造方法。
等軸晶面積率=鋳塊横断面中の等軸晶域面積/鋳塊横断面面積×100(%)
(8)連続鋳造鋳型上部に耐火材または断熱材からなるホットトップ部を設けたことを特徴とする(7)に記載の鋳塊の製造方法。
本実施形態では、連続鋳造において等軸晶の核の生成および保持を効率的に実施するものである。具体的には攪拌により溶銅中に微細な核を分散させること、および過熱度を低下させることで核の再溶解を防止することを実施している。
まず攪拌の形態について述べる。攪拌には溶鋼の連続鋳造で行うような電磁撹拌を行うことも可能であるが、電気伝導度の高い銅では磁場の浸透深さが小さくなり十分な攪拌を行うことができない。これに対し本実施形態では、連続鋳造の鋳型上部の溶銅湯面に攪拌子を備えた攪拌棒などを浸漬させ、攪拌子を回転させた、いわゆる機械攪拌を用いている。攪拌により凝固シェルのデンドライトを溶断させることで核の生成を促進させることができる。また回転体そのものも核生成サイトとして利用することができる。しかしながら攪拌により等軸晶の核をより増加させるためには、攪拌子の旋回流速を高める必要がある。本発明では溶銅を攪拌する攪拌子の回転時の周速を旋回流速と定義し、旋回流速を60〜3000mm/sec.とした。この範囲においては攪拌によりデンドライトの溶断が進み等軸晶化および微細化効果が十分に得られる。旋回流速が60mm/sec.未満の場合ではデンドライトを溶断させるのに十分な流速が得られず、微細化効果は不十分である。旋回流速が3000mm/min.より大きい場合は、等軸晶化および微細化効果は得られるがブローホールや気泡や酸化物の巻き込みが増加し問題となる。一義的ではないが、この旋回流速を高めるほど、銅合金鋳塊における等軸晶面積率が低下し、等軸晶の粒径が小さくなる傾向がある。
次に溶銅温度の適切な条件について述べる。銅合金の連続鋳造(銅および/または銅合金の連続鋳造)において低温鋳造を指向しても、実用上では液相線温度+50〜100℃程度となることは既に述べたが、このように攪拌を加えることなく低温鋳造を指向しても溶銅中に等軸晶の核が少なく十分な効果は得られない。しかし、攪拌と組み合わせた条件では等軸晶化と微細化の効果を発揮する。本実施形態では溶銅を液相線温度+150℃以下から液相線温度以上の範囲とした。この範囲においては攪拌により発生した等軸晶の核が再溶解し難くなるため、攪拌単独よりも等軸晶化および微細化が進行する。望ましくは液相線温度+100℃以下から液相線温度以上の範囲の方が効果は大きく、さらに望ましくは液相線温度+50℃以下から液相線温度以上の範囲の方が効果的である。液相線温度+150℃よりも高い場合では、攪拌と組み合わせた条件においても核の再溶解が起こり十分な効果は得られない。また、液相線温度未満では、固液共存領域となるため攪拌子の損耗、ブローホールなどの欠陥が問題となる。一義的ではないが、この溶銅温度をより液相線温度に近づけるほど、銅合金鋳塊における等軸晶面積率が増加し、等軸晶の粒径が小さくなる傾向がある。
さらに発明を実施するための望ましい形態は、鋳型の銅モールドの上部に耐火物あるいは断熱材で囲まれた湯溜まり部(以下、ホットトップ部)を配置することが望ましい。鋳型内の湯面のレベルを銅モールド上端よりも上部のホットトップ部に引き上げた状態とすることで、攪拌により巻き込まれた気泡や酸化物が凝固シェルにトラップされることを防止することができる。また、ホットトップ部とTNDを樋で連結することで、溶銅移送に浸漬ノズルを用いる必要が無くなり、溶銅温度を等軸晶化および微細化効果の高い液相線温度+50℃以下から液相線温度以上の範囲にしても、浸漬ノズルが閉塞する問題を回避できる。
本実施形態は、上記説明からも分かるように、スラブ形状への適用に限られたものではなく、ビレット形状に適用しても、十分に凝固組織の微細化効果が得られる。
本発明の好ましい実施形態における銅合金について述べる。以下に説明する合金は特に有意な効果を持つ合金を示すものであって、合金の種類を限定するものではない。
Cu−Ni−Si合金を適用した実施形態の場合、Niを2.0〜6.0%(質量%、以下同じ)(好ましくは2.2〜4.5%)、Siを0.3〜2.0%(好ましくは0.5〜1.2%)含有し、残部がCuと不可避不純物からなる銅合金材を好ましく使用することができる。この合金を使用することにより、Cu中にNiとSiを加え、Ni−Si化合物を微細析出させる、析出強化型合金とすることができる。この析出強化型合金を製造する工程には、次の2つの重要な熱処理が取り入れられる。まず、溶体化処理とよばれる高温(通常は700℃以上)にてNiとSiをCu母相に固溶させる目的の熱処理と、溶体化処理温度より低い温度で熱処理する、いわゆる時効析出処理である。この時効析出処理により、高温で固溶したNiとSiを析出させることができる。このようにして高い温度と低い温度でNiとSiがCuに固溶する原子の量の差を使って、本合金を製造することができる。
NiとSiについては、NiとSiの添加比を制御することにより、Ni−Si化合物の析出強化によって銅合金材の強度を向上させることができる。本実施形態において、Niの含有量は2.0〜6.0%であり、好ましくは2.2〜4.5%である。Siの含有量は0.3〜2.0%であり、好ましくは0.5〜1.2%である。Ni又はSiが上記下限値以上では強度が十分に得られ、Niが又はSiが上記上限値以下の場合は、鋳造時に粗大な晶出物を形成させず、最終製品の加工性を低下させず好ましい。この晶出物のサイズは鋳造条件に大きく影響され、後工程の熱処理で受ける影響は軽微である。
本組成で鋳造を実施した場合、粗大な晶出物が最終製品まで残留し、加工工程で割れを発生させたり、めっき工程でめっき不良を発生させたりすることがある。上述した鋳造方法を実施すれば、攪拌により粗大な晶出物をより小さくすることができ、最終製品の晶出物をも小さくすることができる。これにより、加工性およびめっき性を向上させることができる。
本合金系において組織中に存在するNiとSiを主成分とする晶出物の大きさが5μm以下であることが好ましく、0.1〜2.0μmであることがより好ましい。晶出物の大きさをこの範囲とすることで、より加工工程での割れおよびめっき不良への影響を小さくすることができ好ましい。
Cu−Sn−P合金を適用した実施形態の場合、Snを3.0〜11.0%(質量%、以下同じ)、Pを0.03〜0.30%含有し、残部がCuと不可避不純物からなる銅合金材を好ましく使用することができる。この合金を使用することにより、Cu中にSnを固溶させ固溶強化型合金とすることができる。この固溶強化合金を製造する工程には、均質化熱処理とよばれる高温(通常は500℃以上)にてSnの化合物相(主に硬くて脆いδ相、γ相)をCu母相に固溶させる目的の熱処理がある。また、加工硬化により母材が硬化した場合にも、再結晶や回復を目的とした熱処理がある。
Snについては、固溶量が多いほど強度を向上させることができる。Snの含有量は3.0〜11.0%である。この下限値以上の場合は強度が十分になり、上記上限値以下の場合はSnの化合物相が大きくなりすぎず、均質化熱処理に多大の時間を要することがなく好ましい。Pについては、鋳造性および耐食性に影響を及ぼすものである。Pの含有量は0.03〜0.30%であり、0.08〜0.20%が好ましい。この下限値以上の場合は鋳造性等が低下しすぎず上記上限値以下の場合はCu2Pなどの加工性の低い化合物が多く形成されすぎず好適である。
本組成で鋳造を実施し均質化熱処理をした後の工程は、結晶粒径が微細であるほど加工性が向上することがある。逆に粗大な結晶粒径を持つ鋳塊は、途中工程での加工により割れが発生する可能性がある。そのため、上記の鋳造方法を実施すれば、攪拌により結晶粒径を微細化できるため、加工性が向上し途中工程での割れが発生する可能性を低くすることができる。
Cu−Fe−P合金を適用した実施形態の場合、Feを0.1〜2.5%(質量%、以下同じ)(好ましくは1.0〜2.3%)、Pを0.01〜0.10%(好ましくは0.02〜0.04%)含有し、残部がCuと不可避不純物からなる銅合金材を好ましく使用することができる。この合金を使用することにより、Cu中にFeとPを加え、Feを含む化合物を微細析出させる、析出強化型合金とすることができる。Feを含む化合物を微細に析出させるためには、Feを多く固溶させることが必要であり、溶解鋳造時に粗大なFe化合物が形成された場合、微細に析出するFe化合物の量は添加量に対して相対的に減少する。
Feは基本的に強度を上昇させる元素であるが、上記下限値以上では微細なFe化合物の析出が少なくなく、強度は十分になる。また上記上限値以下の場合では粗大なFe化合物が、鋳造時に晶出および析出しにくいため、最終製品の加工性を低下さず好ましい。Pは、脱酸作用があり鋳造性を向上させ、またFeと微細な化合物を形成し強度向上に寄与する。Pは上記下限値以上では、Feの存在により析出強化に寄与する。一方で上記上限値以下の場合、Feの固溶限が低下せず鋳造時に粗大な晶出物を形成しない。この晶出物のサイズは鋳造条件に大きく影響され、後工程の熱処理で受ける影響は軽微である。
本組成で鋳造を実施した場合、粗大な晶出物が最終製品まで残留し、加工工程で割れを発生させたり、めっき工程でめっき不良を発生させたりすることがある。上述した鋳造方法を実施すれば、攪拌により粗大な晶出物をより小さくすることができ、最終製品の晶出物を小さくすることができる。これにより、加工性およびめっき性を向上させることができる。
上記のような観点から、組織中に存在するFeを主成分とする晶出物の大きさが10μm以下であることが好ましく、0.1〜5.0μmであることがより好ましい。晶出物の大きさをこの範囲とすることで、より加工工程での割れおよびめっき不良への影響を小さくすることができ好ましい。
Cu−Co−Si合金を適用した実施形態の場合、Coを0.5〜2.0%(質量%、以下同じ)、Siを0.10〜0.55%含有し、残部がCuと不可避不純物からなる銅合金材を好ましく使用することができる。この合金を使用することにより、Cu中にCoとSiを加え、Co−Si化合物を微細析出させる、析出強化型合金とすることができる。この析出強化型合金を製造する工程には、次の2つの重要な熱処理が取り入れられる。まず、溶体化処理とよばれる高温(通常は700℃以上)にてCoとSiをCu母相に固溶させる目的の熱処理と、溶体化処理温度より低い温度で熱処理する、いわゆる時効析出処理である。この時効析出処理により、高温で固溶したCoとSiを析出させることができる。このようにして高い温度と低い温度でCoとSiがCuに固溶する原子の量の差を使って、本合金を製造することができる。
CoとSiについては、CoとSiの添加比を制御することにより、Co−Si化合物の析出強化によって銅合金材の強度を向上させることができる。Coの含有量は0.5〜2.0%であり、好ましくは0.7〜1.5%である。Siの含有量は0.1〜0.55%であり、好ましくは0.2〜0.45%である。Coが上記下限値以上あるいはSiが上記下限値以上では強度が十分に得られ、Coが上記上限値以下の場合あるいはSiが0.55%より大きい場合は、鋳造時に粗大な晶出物を形成し、最終製品の加工性を低下させる。この晶出物のサイズは鋳造条件に大きく影響され、後工程の熱処理で受ける影響は軽微である。
本組成で鋳造を実施した場合、粗大な晶出物が最終製品まで残留し、加工工程で割れを発生させたり、めっき工程でめっき不良を発生させたりする。本発明の鋳造方法を実施すれば、攪拌により粗大な晶出物をより小さくすることができ、最終製品の晶出物をも小さくすることができる。これにより、加工性およびめっき性を向上させることができる。
上記のような観点から、組織中に存在するCoとSiを主成分とする晶出物の大きさが1.2μm以下であることが好ましく、0.1〜0.8μmであることがより好ましい。晶出物の大きさをこの範囲とすることで、より加工工程での割れおよびめっき不良への影響を小さくすることができ好ましい。
Cu−Ti合金を適用した実施形態の場合、Tiを0.1〜3.5%(質量%、以下同じ)(好ましくは1.5〜3.2%)含有し、残部がCuと不可避不純物からなる銅合金材を好ましく使用することができる。この合金を使用することにより、Cu中にTiを加え、Cu−Ti化合物を微細析出させる、析出強化型合金とすることができる。この析出強化型合金を製造する工程には、次の2つの重要な熱処理が取り入れられる。まず、溶体化処理とよばれる高温(通常は700℃以上)にてTiをCu母相に固溶させる目的の熱処理と、溶体化処理温度より低い温度で熱処理する、いわゆる時効析出処理である。この時効析出処理により、高温で固溶したTiを析出させることができる。このようにして高い温度と低い温度でTiがCuに固溶する原子の量の差を使って、本合金を製造することができる。
Tiは時効熱処理の際にCu4Tiを微細に析出させることで、材料の強度を上げることができる。Tiの含有量は上記下限値以上の場合は、十分な強度が得られる。Tiの含有量が上記上限値以下の場合は、粗大なTiの晶出物(金属間化合物、酸化物を含む)を形成させず、最終製品の加工性を低下させない点で好ましい。この晶出物のサイズは鋳造条件に大きく影響され、後工程の熱処理で受ける影響は軽微である。
本組成で鋳造を実施した場合、粗大な晶出物が最終製品まで残留し、加工工程で割れを発生させたり、めっき工程でめっき不良を発生させたりすることがある。上述した鋳造方法を実施すれば、攪拌により粗大な晶出物をより小さくすることができ、最終製品の晶出物をも小さくすることができる。これにより、加工性およびめっき性を向上させることができる。
上記のような観点から、組織中に存在するTiを主成分とする晶出物の大きさが3.0μm以下であることが好ましく、0.1〜2.0μmであることがより好ましい。晶出物の大きさをこの範囲とすることで、より加工工程での割れおよびめっき不良への影響を小さくすることができ好ましい。
鋳造組織の評価は、鋳塊横断面を切断し、エッチング処理することでマクロ組織を観察して行った。等軸晶面積率の定義は下記式とした。
等軸晶面積率=(鋳塊横断面中の等軸晶域面積/鋳塊横断面面積)×100。
ブローホールの有無の観察は鋳塊横断面で、外観観察とカラーチェックで行った。
引張試験は、供試材から圧延方向と平行に切り出したJIS Z2201−13B号の試験片を引張速度50mm/分、ゲージ長50mmの条件で、JIS Z2241に準じて3本測定し、0.2%耐力の平均値を示した。
また、W曲げ試験では、圧延方向に垂直に幅10mm、長さ25mmに切出し、これに曲げの軸が圧延方向に直角になるようにW曲げを実施し、曲げ部を50倍の光学顕微鏡で観察し、クラックの有無を調査した。曲げ加工部にクラックがないものを「割れ無し」、クラックのあるものを「割れあり」と判定した。各曲げ部の曲げ角度は90°、曲げ部の内側半径は0.15mmとした。
晶出物の評価は、銅合金板材の圧延方向と平行断面を研磨たのち、SEMで20個以上の各晶出物を撮影し、画像解析で晶出物面積から直径を算出し、平均を粒子径とした。
下表のCu−Ni−Si合金を用いて各合金鋳塊の鋳造を行った。
また、上記の方法で製造した鋳塊を、一般的な条件の均質化処理−熱間圧延−面削−冷間圧延−溶体化熱処理−冷間圧延−時効熱処理で厚さ0.15mmまで加工して板材とし、断面の晶出物を観察した。その結果、上表に示したような晶出物サイズとなり、本発明により晶出物が小さくなっていると分かる。
表1に示したNi、Siの濃度で鋳造し、上記加工をして得られた板材で、引張試験およびW曲げ加工した。その結果、上表に示したように上記の濃度以外では、下記条件Aで鋳造しても、0.2%耐力評価で強度不足やW曲げ加工で晶出物を起点とした割れが発生する。NiとSiは上記の組成範囲とし、本発明の鋳造方法で鋳造することで成形加工性が顕著に優れた電気・電子機器用途の薄板を提供することができる。
なお、C13、C14は前記解決手段(2)項の比較例であり、C15は前記解決手段(7)項の比較例である。
[条件A]
溶融銅合金の温度をその液相線温度に150℃を足した温度以下の範囲とし、旋回流速60〜3000mm/秒で攪拌し凝固させる。
下表のCu−Sn−P合金を用いて各合金鋳塊の鋳造を行った。
また、上記の方法で製造した鋳塊を、500〜700℃で1〜10時間の均質化処理と加工率10〜70%の冷間圧延を実施し、以降は一般的な面削と熱処理と冷間圧延を繰り返して厚さ0.15mmまで加工して板材とした。その際、均質化熱処理後の冷間圧延で材料が加工に耐えられず割れが発生しており、その結果を上表に示している。本発明により微細化した試料では加工割れが発生していないことが明らかである。
上表に示したSn、Pの濃度で鋳造し、上記加工をして得られた板材で、引張試験を行った。その結果、上表に示したように上記の濃度以外では、上記条件Aで鋳造しても、0.2%耐力で強度不足や、均質化熱処理後の冷間圧延で強度が高すぎるための加工割れが発生すると考えられる。SnとPは上記の組成範囲とし、本発明の鋳造方法で鋳造することで成形加工性が顕著に優れた電気・電子機器用途の薄板を提供することができる。
なお、C25,26は前記解決手段(2)項の比較例であり、C27は前記解決手段(7)項の比較例である。
下表のCu−Fe−P合金を用いて各合金鋳塊の鋳造を行った。
また、上記の方法で製造した鋳塊を、一般的な条件の均質化処理−熱間圧延−面削−冷間圧延−溶体化熱処理−冷間圧延−時効熱処理で厚さ0.15mmまで加工して板材とし、断面の晶出物を観察した。その結果、上表に示したような晶出物サイズとなり、明らかに本発明により晶出物が小さくなっていると分かる。
上表に示したFe、Pの濃度で鋳造し、上記加工をして得られた板材で、引張試験およびW曲げ加工した。その結果、上表に示したように上記の濃度以外では、上記条件Aで鋳造しても、0.2%耐力評価で強度不足やW曲げ加工で晶出物を起点とした割れが発生する。FeとPは上記の組成範囲とし、本発明の鋳造方法で鋳造することで成形加工性が顕著に優れた電気・電子機器用途の薄板を提供することができる。
なお、C35,36は前記解決手段(2)項の比較例であり、C31,32は前記解決手段(7)項の比較例である。
下表のCu−Co−Si合金を用いて各合金鋳塊の鋳造を行った。
また、上記の方法で製造した鋳塊を、一般的な条件の均質化処理−熱間圧延−面削−冷間圧延−溶体化熱処理−冷間圧延−時効熱処理で厚さ0.15mmまで加工して板材とし、断面の晶出物を観察した。その結果、上表に示したような晶出物サイズとなり、明らかに本発明により晶出物が小さくなっていると分かる。
上表に示したCo、Siの濃度で鋳造し、上記加工をして得られた板材で、引張試験およびW曲げ加工した。その結果、上表に示したように上記の濃度以外では、上記条件Aで鋳造しても、0.2%耐力評価で強度不足やW曲げ加工で晶出物を起点とした割れが発生する。CoとSiは上記の組成範囲とし、本発明の鋳造方法で鋳造することで成形加工性が顕著に優れた電気・電子機器用途の薄板を提供することができる。
なお、C43,44は前記解決手段(2)項の比較例であり、C45は前記解決手段(7)項の比較例である。
下表のCu−Ti合金を用いて各合金鋳塊の鋳造を行った。
また、上記の方法で製造した鋳塊を、一般的な条件の均質化処理−熱間圧延−面削−冷間圧延−溶体化熱処理−冷間圧延−時効熱処理で厚さ0.15mmまで加工して板材とし、断面の晶出物を観察した。その結果、上表に示したような晶出物サイズとなり、明らかに本発明により晶出物が小さくなっていると分かる。
上表に示したTiの濃度で鋳造し、上記加工をして得られた板材で、引張試験およびW曲げ加工した。その結果、上表に示したように上記の濃度以外では、上記条件Aで鋳造しても、0.2%耐力評価で強度不足やW曲げ加工で晶出物を起点とした割れが発生する。Tiは上記の組成範囲とし、本発明の鋳造方法で鋳造することで成形加工性が顕著に優れた電気・電子機器用途の薄板を提供することができる。
なお、C53,55は前記解決手段(2)項の比較例であり、C54は前記解決手段(7)項の比較例である。
Claims (8)
- 鋳塊横断面の金属組織における下記式で示す等軸晶面積率が70%以上であり、その等軸晶の結晶粒径が5mm以下であることを特徴とする銅合金の鋳塊。
等軸晶面積率=鋳塊横断面中の等軸晶域面積/鋳塊横断面面積×100(%) - 請求項1に記載の銅合金の鋳塊が下記A〜Eのいずれかの成分組成を有し、該鋳塊から製造したことを特徴とする銅合金板材。
<A> Ni:2.0〜6.0質量%
Si:0.3〜2.0質量%
残部がCu及び不可避不純物
<B> Sn:3.0〜11.0質量%
P:0.03〜0.30質量%
残部がCu及び不可避不純物
<C> Fe:0.1〜2.5質量%
P:0.01〜0.10質量%
残部がCu及び不可避不純物
<D> Co:0.5〜2.0質量%
Si:0.10〜0.55質量%
残部がCu及び不可避不純物
<E> Ti:0.1〜3.5質量%
残部がCu及び不可避不純物 - 前記成分組成Aからなる銅合金材であって、組織中に存在するNiとSiを主成分とする晶出物の大きさが5μm以下であることを特徴とする請求項2に記載の銅合金板材。
- 前記成分組成Cからなる銅合金材であって、組織中に存在するFeを主成分とする晶出物の大きさが10μm以下であることを特徴とする請求項2に記載の銅合金板材。
- 前記成分組成Dからなる銅合金材であって、組織中に存在するCoとSiを主成分とする晶出物の大きさが1.2μm以下であることを特徴とする請求項2に記載の銅合金板材。
- 前記成分組成Eからなる銅合金材であって、組織中に存在するTiを主成分とする晶出物の大きさが3.0μm以下であることを特徴とする請求項2に記載の銅合金板材。
- 銅合金を連続鋳造する際に、溶融銅合金の温度をその液相線温度に150℃を足した温度以下の範囲とし、旋回流速60〜3000mm/秒で攪拌し凝固させ、鋳造した鋳塊横断面の金属組織における下記式で示す等軸晶面積率を70%以上とし、その等軸晶の結晶粒径を5mm以下とすることを特徴とする銅合金鋳塊の製造方法。
等軸晶面積率=鋳塊横断面中の等軸晶域面積/鋳塊横断面面積×100(%) - 連続鋳造鋳型上部に耐火材または断熱材からなるホットトップ部を設けたことを特徴とする請求項7に記載の鋳塊の製造方法。
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