JP2022027545A - Cu-Ni-Al系銅合金板材、その製造方法および導電ばね部材 - Google Patents
Cu-Ni-Al系銅合金板材、その製造方法および導電ばね部材 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2022027545A JP2022027545A JP2021120057A JP2021120057A JP2022027545A JP 2022027545 A JP2022027545 A JP 2022027545A JP 2021120057 A JP2021120057 A JP 2021120057A JP 2021120057 A JP2021120057 A JP 2021120057A JP 2022027545 A JP2022027545 A JP 2022027545A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- plate material
- rolling
- copper alloy
- mass
- cold rolling
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
- 239000000463 material Substances 0.000 title claims abstract description 71
- 229910000881 Cu alloy Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 42
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 29
- 229910017870 Cu—Ni—Al Inorganic materials 0.000 title abstract description 22
- 239000010949 copper Substances 0.000 claims abstract description 45
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims abstract description 14
- 239000000126 substance Substances 0.000 claims abstract description 10
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 9
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims abstract description 9
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 claims abstract description 8
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- 229910052733 gallium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- 229910052732 germanium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- 229910052738 indium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- 229910052749 magnesium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- 229910052718 tin Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- 229910052725 zinc Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- 229910052709 silver Inorganic materials 0.000 claims abstract description 6
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 5
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 claims description 67
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 59
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 claims description 55
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 52
- 239000002245 particle Substances 0.000 claims description 47
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 34
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 34
- 239000000243 solution Substances 0.000 claims description 28
- 230000032683 aging Effects 0.000 claims description 27
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims description 20
- 230000008569 process Effects 0.000 claims description 20
- 238000002441 X-ray diffraction Methods 0.000 claims description 12
- 239000013078 crystal Substances 0.000 claims description 9
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 claims description 5
- 239000007864 aqueous solution Substances 0.000 claims description 5
- 239000002253 acid Substances 0.000 claims description 2
- OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N Phosphorus Chemical compound [P] OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims 1
- 239000011574 phosphorus Substances 0.000 claims 1
- 238000005530 etching Methods 0.000 abstract description 25
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 abstract description 4
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract description 2
- 230000001747 exhibiting effect Effects 0.000 abstract description 2
- LFQSCWFLJHTTHZ-UHFFFAOYSA-N Ethanol Chemical compound CCO LFQSCWFLJHTTHZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 12
- NBIIXXVUZAFLBC-UHFFFAOYSA-N Phosphoric acid Chemical compound OP(O)(O)=O NBIIXXVUZAFLBC-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 10
- 229910003310 Ni-Al Inorganic materials 0.000 description 8
- 238000005498 polishing Methods 0.000 description 8
- 238000004506 ultrasonic cleaning Methods 0.000 description 8
- 229920000298 Cellophane Polymers 0.000 description 7
- 239000002390 adhesive tape Substances 0.000 description 7
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 7
- KFZMGEQAYNKOFK-UHFFFAOYSA-N Isopropanol Chemical compound CC(C)O KFZMGEQAYNKOFK-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 6
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 6
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 6
- 229910000147 aluminium phosphate Inorganic materials 0.000 description 5
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 5
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Chemical compound O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 4
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 4
- 230000002401 inhibitory effect Effects 0.000 description 4
- 239000007788 liquid Substances 0.000 description 4
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 4
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 4
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 4
- 238000005482 strain hardening Methods 0.000 description 4
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 3
- 238000002845 discoloration Methods 0.000 description 3
- 238000005868 electrolysis reaction Methods 0.000 description 3
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 3
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 3
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 3
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 3
- 239000000758 substrate Substances 0.000 description 3
- VEXZGXHMUGYJMC-UHFFFAOYSA-N Hydrochloric acid Chemical compound Cl VEXZGXHMUGYJMC-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910021578 Iron(III) chloride Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000005452 bending Methods 0.000 description 2
- 238000007664 blowing Methods 0.000 description 2
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 2
- 229910001873 dinitrogen Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000012153 distilled water Substances 0.000 description 2
- 239000003792 electrolyte Substances 0.000 description 2
- 238000007373 indentation Methods 0.000 description 2
- RBTARNINKXHZNM-UHFFFAOYSA-K iron trichloride Chemical compound Cl[Fe](Cl)Cl RBTARNINKXHZNM-UHFFFAOYSA-K 0.000 description 2
- 239000000047 product Substances 0.000 description 2
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 2
- 239000007921 spray Substances 0.000 description 2
- GRYLNZFGIOXLOG-UHFFFAOYSA-N Nitric acid Chemical compound O[N+]([O-])=O GRYLNZFGIOXLOG-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000000654 additive Substances 0.000 description 1
- 230000000996 additive effect Effects 0.000 description 1
- 238000013459 approach Methods 0.000 description 1
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 1
- 230000008859 change Effects 0.000 description 1
- 238000006757 chemical reactions by type Methods 0.000 description 1
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 1
- 238000005238 degreasing Methods 0.000 description 1
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 1
- 238000004090 dissolution Methods 0.000 description 1
- 238000001035 drying Methods 0.000 description 1
- 229910001651 emery Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000004993 emission spectroscopy Methods 0.000 description 1
- RDYMFSUJUZBWLH-UHFFFAOYSA-N endosulfan Chemical compound C12COS(=O)OCC2C2(Cl)C(Cl)=C(Cl)C1(Cl)C2(Cl)Cl RDYMFSUJUZBWLH-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000000349 field-emission scanning electron micrograph Methods 0.000 description 1
- 239000010419 fine particle Substances 0.000 description 1
- 230000001771 impaired effect Effects 0.000 description 1
- 239000011261 inert gas Substances 0.000 description 1
- 229910000765 intermetallic Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000007246 mechanism Effects 0.000 description 1
- 238000003801 milling Methods 0.000 description 1
- 229910017604 nitric acid Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 description 1
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 description 1
- 238000005554 pickling Methods 0.000 description 1
- 229920003023 plastic Polymers 0.000 description 1
- 239000011148 porous material Substances 0.000 description 1
- 230000001376 precipitating effect Effects 0.000 description 1
- 239000002243 precursor Substances 0.000 description 1
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 1
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 1
- 230000002787 reinforcement Effects 0.000 description 1
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 1
- 238000010129 solution processing Methods 0.000 description 1
- 238000000967 suction filtration Methods 0.000 description 1
- 238000005406 washing Methods 0.000 description 1
Images
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C9/00—Alloys based on copper
- C22C9/06—Alloys based on copper with nickel or cobalt as the next major constituent
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01B—CABLES; CONDUCTORS; INSULATORS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR CONDUCTIVE, INSULATING OR DIELECTRIC PROPERTIES
- H01B1/00—Conductors or conductive bodies characterised by the conductive materials; Selection of materials as conductors
- H01B1/02—Conductors or conductive bodies characterised by the conductive materials; Selection of materials as conductors mainly consisting of metals or alloys
- H01B1/026—Alloys based on copper
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/08—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of copper or alloys based thereon
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01B—CABLES; CONDUCTORS; INSULATORS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR CONDUCTIVE, INSULATING OR DIELECTRIC PROPERTIES
- H01B1/00—Conductors or conductive bodies characterised by the conductive materials; Selection of materials as conductors
- H01B1/02—Conductors or conductive bodies characterised by the conductive materials; Selection of materials as conductors mainly consisting of metals or alloys
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01B—CABLES; CONDUCTORS; INSULATORS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR CONDUCTIVE, INSULATING OR DIELECTRIC PROPERTIES
- H01B5/00—Non-insulated conductors or conductive bodies characterised by their form
- H01B5/02—Single bars, rods, wires, or strips
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01B—CABLES; CONDUCTORS; INSULATORS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR CONDUCTIVE, INSULATING OR DIELECTRIC PROPERTIES
- H01B5/00—Non-insulated conductors or conductive bodies characterised by their form
- H01B5/02—Single bars, rods, wires, or strips
- H01B5/04—Single bars, rods, wires, or strips wound or coiled
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
- Y02P10/00—Technologies related to metal processing
- Y02P10/20—Recycling
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Conductive Materials (AREA)
- Non-Insulated Conductors (AREA)
Abstract
【課題】白色調の金属外観を呈する組成域の高強度化されたCu-Ni-Al系銅合金において、エッチング時のスマット発生が顕著に抑制される性質を付与する。【解決手段】質量%で、Ni:10.0~30.0%、Al:1.00~6.50%、Ag:0~0.50%、B:0~0.10%、Co:0~2.0%、Cr:0~0.5%、Fe:0~2.0%、Ga:0~0.5%、Ge:0~0.5%、In:0~0.5%、Mg:0~2.0%、Mn:0~2.0%、P:0~0.2%、Si:0~2.0%、Sn:0~2.0%、Ti:0~2.0%、Zn:0~2.0%、Zr:0~0.3%、残部がCuおよび不可避的不純物からなり、かつNi/Al≦9.0を満たす化学組成を有し、XCu(質量%)=[Cu/(Cu+Ni+Al)]×100で表される析出物中Cu濃度XCuが15~50質量%であり、ビッカース硬さが300HV以上である銅合金板材。【選択図】図1
Description
本発明は、エッチング加工時のスマット発生を抑制する性能に優れるCu-Ni-Al系銅合金板材およびその製造方法に関する。また、その板材を用いた導電ばね部材に関する。
Cu-Ni-Al系銅合金は、Ni-Al系の析出物により高強度化が可能であり、また、銅合金のなかでも銅の色味が薄い金属外観を呈する。この成分系の銅合金は、リードフレーム、コネクタなどの導電ばね部材や非磁性高強度部材として有用である。
電子機器の小型化・高密度化に伴い、それに用いる導電ばね部材にも小型化のニーズが高まっている。導電ばね部材の小型化を進展させるためには一層の高強度化が要求される。Cu-Ni-Al系銅合金では、高強度化のために多量の析出物を形成させる必要がある。一方、高い寸法精度が要求される小型導電ばね部材は、エッチング工程を経て作製されることが多い。析出物を多く含む銅合金のエッチングに際しては、エッチング液に溶解しにくい析出物由来の粒子がスマット(材料表面への残留付着物)を形成し、これがエッチング性の低下や部品の汚れを招く要因となっている。また、薄肉部品用の素材を得るためには、最終的な冷間圧延工程においてパス回数や圧延荷重の増加を招きやすく、それによって生産性の低下や、耳切れ、破断等による歩留り低下のリスクも高まっている。
これまでに、Cu-Ni-Al系銅合金の高強度特性を活かしながら、他の諸特性を改善する検討が種々行われてきた。
例えば、特許文献1には、所定量のSiを含有するCu-Ni-Al系銅合金において、700~1020℃での溶体化処理と400~650℃での時効処理を施す工程により、Siを含むγ’相を平均粒径100nm以下で析出させることにより、高強度、加工性、高導電性に優れる材料を得る技術が示されている。しかし、特許文献1にはスマットの発生抑制に有効な技術は開示されていない。
例えば、特許文献1には、所定量のSiを含有するCu-Ni-Al系銅合金において、700~1020℃での溶体化処理と400~650℃での時効処理を施す工程により、Siを含むγ’相を平均粒径100nm以下で析出させることにより、高強度、加工性、高導電性に優れる材料を得る技術が示されている。しかし、特許文献1にはスマットの発生抑制に有効な技術は開示されていない。
特許文献2には、Cu-Ni-Al系銅合金において、「強度-曲げ加工性バランス」に優れ、かつ耐変色性にも優れる板材を製造する技術が開示されている。その製造工程では、溶体化処理を施した材料に必要に応じて冷間圧延歪を付与した後、高めの温度域での第1時効処理と、従来一般的な温度域での第2時効処理とを続けて施す手法が採用されている。この2段階の時効処理により粒界反応型の不連続析出が生じにくくなるとともに、強度向上に寄与する微細第二相粒子の粒内析出が十分に起こり、優れた強度-曲げ加工性バランスが実現できるという。しかし、特許文献2にはスマットの発生抑制に有効な技術は開示されていない。
特許文献3には、Cu-Ni-Al系銅合金において、高いヤング率を有する板材の製造技術が開示されている。具体的には、中間焼鈍を挟んだ冷間圧延を特定条件で行い、溶体化処理をゆっくりとした昇温速度で行い、かつ圧延率が低めにコントロールされた条件で仕上冷間圧延を行ったのちに時効処理を施すことによって特定の結晶配向が得られ、高いヤング率が実現できるという。しかし、特許文献3にはスマットの発生抑制に有効な技術は開示されていない。
特許文献4には、Cu-Ni-Al系銅合金において、エッチング性に優れた板材の製造技術が開示されている。その製造工程では、溶体化処理時に急速加熱を行い、時効処理後に冷間圧延を施し、その後、昇温速度が過大とならないように仕上熱処理を施す手法が採用されている。これによりKAM値の大きい組織状態となり、平滑性の高いエッチング面が得られるという。また、粗大析出物の生成を低減することもエッチング性の向上に有効であることが教示されている。しかし、特許文献4においても、スマットの発生抑制に有効な技術に関しては教示がない。
Cu-Ni-Al系銅合金はコネクタ等の導電ばね部材に有用な合金であるが、エッチング時のスマット発生を抑制する技術に関しては有効な解決策が見いだされていなかった。本発明の目的は、強度レベルが高く、かつエッチング加工時のスマットの発生が従来よりも顕著に抑制される性能を備えたCu-Ni-Al系銅合金板材を提供することにある。また、高強度の薄板材を製造する際の最終冷間圧延での負荷を軽減するうえで有効な製造プロセスを開示する。
Cu-Ni-Al系銅合金の高強度化に寄与するNi-Al系析出物はNiとAlの金属間化合物を主体とするものであるが、その析出物粒子の中にはCuも存在する。発明者らは、Ni-Al系析出物中のCu濃度を高めることによって、エッチング時のスマット発生を顕著に抑制できることを見いだし、本発明を完成するに至った。
具体的には、上記目的は、質量%で、Ni:10.0~30.0%、Al:1.00~6.50%、Ag:0~0.50%、B:0~0.10%、Co:0~2.0%、Cr:0~0.5%、Fe:0~2.0%、Ga:0~0.5%、Ge:0~0.5%、In:0~0.5%、Mg:0~2.0%、Mn:0~2.0%、P:0~0.2%、Si:0~2.0%、Sn:0~2.0%、Ti:0~2.0%、Zn:0~2.0%、Zr:0~0.3%、残部がCuおよび不可避的不純物からなり、かつ下記(1)式を満たす化学組成を有し、濃度7mol/Lのリン酸水溶液中で電解抽出した残渣の分析に基づき下記(2)式により定まる析出物中Cu濃度XCuが15~50質量%であり、ビッカース硬さが300HV以上である銅合金板材によって達成される。
Ni/Al≦9.0 …(1)
ここで、(1)式の元素記号の箇所には質量%で表される当該元素の含有量値が代入される。
XCu(質量%)=[Cu/(Cu+Ni+Al)]×100 …(2)
ここで(2)式の元素記号の箇所には残渣中に占める当該元素の質量割合の値が代入される。
Ni/Al≦9.0 …(1)
ここで、(1)式の元素記号の箇所には質量%で表される当該元素の含有量値が代入される。
XCu(質量%)=[Cu/(Cu+Ni+Al)]×100 …(2)
ここで(2)式の元素記号の箇所には残渣中に占める当該元素の質量割合の値が代入される。
上記の板材において、板面に平行な観察面での長径5~50nmの微細析出物粒子の個数密度は1.0×107個/mm2以上であることが好ましい。板面における{220}結晶面のX線回折ピークの半価幅は0.5°以上であることが好ましい。板面に平行な観察面での長径1.0μm以上の粗大析出物粒子の個数密度は3.0×104個/mm2以下であることが好ましい。
上記板材の製造方法としては、上記の化学組成を有する鋳片を、1000~1150℃で加熱する工程(鋳片加熱工程)、
最終圧延パスでの圧延温度が800℃以上となる条件で熱間圧延を行う工程(熱間圧延工程)、
圧延率80%以上の冷間圧延を施す工程(冷間圧延工程)、
950~1100℃で30~360秒保持したのち、900℃から700℃までの平均冷却速度が110~150℃/sとなる条件で冷却する工程(溶体化処理工程)、
400~650℃で0.5~75時間保持したのち、400℃から300℃までの平均冷却速度が40~80℃/hとなる条件で冷却する工程(時効処理工程)、
圧延率30%以上の冷間圧延を施す工程(最終冷間圧延工程)、
400~700℃で10~600秒保持したのち、400℃から300℃までの平均冷却速度が50~90℃/sとなる条件で冷却する工程(最終熱処理工程)、
を上記の順で含む製造工程により、ビッカース硬さが300HV以上である板材を得る、銅合金板材の製造方法が提供される。その際、前記時効処理工程後のビッカース硬さH1(HV)、前記最終冷間圧延工程後のビッカース硬さH2(HV)、および前記最終熱処理工程後のビッカース硬さH3(HV)の関係を表す下記(4)式のM値が-0.2以上1.2以下である製造工程により、ビッカース硬さH3が300HV以上である板材を得ることが好ましい。
M=(H2-H1)/(H3-H2) …(4)
また、本発明では上記の銅合金板材を材料に用いた導電ばね部材が提供される。
最終圧延パスでの圧延温度が800℃以上となる条件で熱間圧延を行う工程(熱間圧延工程)、
圧延率80%以上の冷間圧延を施す工程(冷間圧延工程)、
950~1100℃で30~360秒保持したのち、900℃から700℃までの平均冷却速度が110~150℃/sとなる条件で冷却する工程(溶体化処理工程)、
400~650℃で0.5~75時間保持したのち、400℃から300℃までの平均冷却速度が40~80℃/hとなる条件で冷却する工程(時効処理工程)、
圧延率30%以上の冷間圧延を施す工程(最終冷間圧延工程)、
400~700℃で10~600秒保持したのち、400℃から300℃までの平均冷却速度が50~90℃/sとなる条件で冷却する工程(最終熱処理工程)、
を上記の順で含む製造工程により、ビッカース硬さが300HV以上である板材を得る、銅合金板材の製造方法が提供される。その際、前記時効処理工程後のビッカース硬さH1(HV)、前記最終冷間圧延工程後のビッカース硬さH2(HV)、および前記最終熱処理工程後のビッカース硬さH3(HV)の関係を表す下記(4)式のM値が-0.2以上1.2以下である製造工程により、ビッカース硬さH3が300HV以上である板材を得ることが好ましい。
M=(H2-H1)/(H3-H2) …(4)
また、本発明では上記の銅合金板材を材料に用いた導電ばね部材が提供される。
本明細書において「板面」とは、板材の板厚方向に対して垂直な表面である。「板面」は「圧延面」と呼ばれることもある。前記のビッカース硬さは、JIS Z2244:2009に準拠して測定される板材の板面についてのビッカース硬さを採用することができる。板面における{220}結晶面のX線回折ピークの半価幅は、Cu-Kα線、管電圧30kV、管電流10mAの条件で板面についてX線回折パターンを測定し、X線回折パターン解析ソフトウェアによりKα2線を除去したのちに算出する。粒子の「長径」は、粒子を取り囲む最小円の直径(nmあるいはμm)として定義される。「長径5~50nmの微細析出物粒子の個数密度」および「長径1.0μm以上の粗大析出物粒子の個数密度」は、それぞれ以下のようにして求めることができる。
[微細析出物粒子の個数密度の求め方]
板面を下記電解研磨条件で電解研磨したのちエタノール中で20分間の超音波洗浄を施して得た観察面について、FE-SEM(電界放出形走査電子顕微鏡)により倍率10万倍で観察し、長径1.0μm以上の粒子の一部または全部が視野中に含まれない観察視野を無作為に設定する。その観察視野について、粒子の輪郭全体が見えている粒子のうち長径が5~50nmである析出物粒子の数をカウントする。この操作を領域が重複しない10以上の観察視野について行い、観察した全視野での前記カウント数の合計NTOTALを観察視野の総面積で除した値を、1mm2あたりの個数に換算し、これを微細析出物粒子の個数密度(個/mm2)とする。
(電解研磨条件)
・電解液:蒸留水、リン酸、エタノール、2-プロパノールを10:5:5:1の体積比で混合
・液温:20℃
・電圧:15V
・電解時間:20秒
板面を下記電解研磨条件で電解研磨したのちエタノール中で20分間の超音波洗浄を施して得た観察面について、FE-SEM(電界放出形走査電子顕微鏡)により倍率10万倍で観察し、長径1.0μm以上の粒子の一部または全部が視野中に含まれない観察視野を無作為に設定する。その観察視野について、粒子の輪郭全体が見えている粒子のうち長径が5~50nmである析出物粒子の数をカウントする。この操作を領域が重複しない10以上の観察視野について行い、観察した全視野での前記カウント数の合計NTOTALを観察視野の総面積で除した値を、1mm2あたりの個数に換算し、これを微細析出物粒子の個数密度(個/mm2)とする。
(電解研磨条件)
・電解液:蒸留水、リン酸、エタノール、2-プロパノールを10:5:5:1の体積比で混合
・液温:20℃
・電圧:15V
・電解時間:20秒
[粗大析出物粒子の個数密度の求め方]
板面を下記の電解研磨条件で電解研磨してCu素地のみを溶解させることにより析出物粒子を露出させたのちエタノール中で20分間の超音波洗浄を施して得た観察面について、FE-SEM(電界放出形走査電子顕微鏡)により観察し、FE-SEM画像上に観測される長径1.0μm以上の析出物粒子の総個数を観察総面積(mm2)で除した値を、粗大析出物粒子の粒子個数密度(個/mm2)とする。観察総面積は、無作為に設定した重複しない複数の観察視野により合計0.1mm2以上とする。観察視野から一部がはみ出している析出物粒子は、観察視野内に現れている部分の長径が1.0μm以上であればカウント対象とする。
(電解研磨条件)
・電解液:蒸留水、リン酸、エタノール、2-プロパノールを10:5:5:1の体積比で混合
・液温:20℃
・電圧:15V
・電解時間:20秒
板面を下記の電解研磨条件で電解研磨してCu素地のみを溶解させることにより析出物粒子を露出させたのちエタノール中で20分間の超音波洗浄を施して得た観察面について、FE-SEM(電界放出形走査電子顕微鏡)により観察し、FE-SEM画像上に観測される長径1.0μm以上の析出物粒子の総個数を観察総面積(mm2)で除した値を、粗大析出物粒子の粒子個数密度(個/mm2)とする。観察総面積は、無作為に設定した重複しない複数の観察視野により合計0.1mm2以上とする。観察視野から一部がはみ出している析出物粒子は、観察視野内に現れている部分の長径が1.0μm以上であればカウント対象とする。
(電解研磨条件)
・電解液:蒸留水、リン酸、エタノール、2-プロパノールを10:5:5:1の体積比で混合
・液温:20℃
・電圧:15V
・電解時間:20秒
ある板厚t0(mm)からある板厚t1(mm)までの圧延率は、下記(3)式により求まる。
圧延率(%)=[(t0-t1)/t0]×100 …(3)
圧延率(%)=[(t0-t1)/t0]×100 …(3)
本発明によれば、白色調の金属外観を呈する組成域のCu-Ni-Al系銅合金において、強度レベルが非常に高く、かつエッチング加工時のスマットの発生が従来よりも顕著に抑制される性能を備えた板材を提供することが可能となった。また、そのような高強度の薄板材を得るための最終冷間圧延工程では、加工軟化の現象を利用することができ、圧延負荷の軽減が可能となった。
[化学組成]
本発明では、Cu-Ni-Al系銅合金を対象とする。以下、合金成分に関する「%」は、特に断らない限り「質量%」を意味する。
本発明では、Cu-Ni-Al系銅合金を対象とする。以下、合金成分に関する「%」は、特に断らない限り「質量%」を意味する。
Niは、CuとともにCu-Ni-Al系銅合金のマトリックス(金属素地)を構成する主要な元素である。また、合金中のNiの一部はAlと結合してNi-Al系析出物を形成し、その微細な粒子は強度の向上に寄与する。十分な強度を得るためには10%以上のNi含有量を確保することが望ましい。また、Ni含有量の増大に伴って、他の一般的な銅合金と比べ白色調の金属外観を呈するようになる。ただし、他の銅合金と同様、高湿環境に曝されると金属表面に薄い酸化皮膜が形成され、外観として判る程度に変色することがある。その場合、美麗な白色外観が損なわれる。特に耐変色性を重視する場合、Ni含有量を12.0%以上と高くし、かつAl含有量を後述のように確保することがより好ましい。15.0%以上のNi含有量とすることがより効果的である。一方、Ni含有量が多くなると熱間加工性が悪くなる。Ni含有量は30.0%以下に制限され、25.0%以下に制限してもよい。また、Ni含有量を18.0%以上22.0%以下に管理してもよい。
Alは、Ni-Al系析出物を形成する元素である。Al含有量が少なすぎると強度向上が不十分となる。一方、Al含有量が過大になると熱間加工性が悪くなる。また、Ni含有量の増加に伴ってAl含有量も増加させることによって、耐変色性を改善することができる。種々検討の結果、Al含有量は1.00~6.50%の範囲とし、かつ下記(1)式を満たすNi/Al比とする必要がある。下記(1)’式を満たすことがより好ましい。
Ni/Al≦9.0 …(1)
2.0≦Ni/Al≦8.0 …(1)’
ここで、(1)式、(1)’式の元素記号の箇所には質量%で表される当該元素の含有量値が代入される。
Ni/Al≦9.0 …(1)
2.0≦Ni/Al≦8.0 …(1)’
ここで、(1)式、(1)’式の元素記号の箇所には質量%で表される当該元素の含有量値が代入される。
その他の元素として、必要に応じてAg、B、Co、Cr、Fe、Ga、Ge、In、Mg、Mn、P、Si、Sn、Ti、Zn、Zr等を含有させることができる。これらの元素の含有量範囲は、Ag:0~0.50%、B:0~0.10%、Co:0~2.0%、Cr:0~0.5%、Fe:0~2.0%、Ga:0~0.5%、Ge:0~0.5%、In:0~0.5%、Mg:0~2.0%、Mn:0~2.0%、P:0~0.2%、Si:0~2.0%、Sn:0~2.0%、Ti:0~2.0%、Zn:0~2.0%、Zr:0~0.3%である。また、これら任意添加元素の総量は2.0%以下とすることが望ましく、1.2%以下、あるいは0.5%以下としてもよい。
[析出物中Cu濃度XCu]
析出物中のCu濃度を制御することにより、高強度を維持しながらエッチング時のスマット発生を顕著に抑制できることがわかった。Ni-Al系析出物中にはNi、AlとともにCuも存在するが、そのCu濃度を通常よりも高める。具体的には、濃度7mol/Lのリン酸水溶液中で電解抽出した残渣の分析に基づき下記(2)式により定まる析出物中Cu濃度XCuが15~50質量%となるように析出物の組成を制御する。
XCu(質量%)=[Cu/(Cu+Ni+Al)]×100 …(2)
ここで(2)式の元素記号の箇所には残渣中に占める当該元素の質量割合の値が代入される。
析出物中のCu濃度を制御することにより、高強度を維持しながらエッチング時のスマット発生を顕著に抑制できることがわかった。Ni-Al系析出物中にはNi、AlとともにCuも存在するが、そのCu濃度を通常よりも高める。具体的には、濃度7mol/Lのリン酸水溶液中で電解抽出した残渣の分析に基づき下記(2)式により定まる析出物中Cu濃度XCuが15~50質量%となるように析出物の組成を制御する。
XCu(質量%)=[Cu/(Cu+Ni+Al)]×100 …(2)
ここで(2)式の元素記号の箇所には残渣中に占める当該元素の質量割合の値が代入される。
上記XCuを15以上とすることによりスマットの発生抑制効果が顕著に現れる。そのメカニズムは現時点で明らかになっていないが、析出物中に固溶しているCuの量が多くなっていることにより析出物がエッチング液(例えば塩化第二鉄水溶液)に溶解しやすくなっているものと推察される。XCuを15以上に高めることは後述の製造方法に従うことによって実現できる。XCuは20以上であることがより好ましい。XCuが50を超えると高い強度が維持できなくなるので、XCuは50以下の範囲で調整すればよい。45以下、あるいは40以下の範囲で調整してもよい。
[ビッカース硬さ]
小型の導電ばね部材に適用するためには、ハイレベルに高強度化されていることが有利となる。ビッカース硬さが300HV以上であることが好ましく、320HV以上であることが一層好ましい。また、340HV以上、あるいは380HV以上という、Cu-Ni-Al系銅合金としては極めて高い強度レベルに調整することも可能である。硬さの上限については特に規定しないが、通常、450HV以下の範囲で調整すればよい。化学組成および後述の製造工程における条件設定によって、強度レベルの調整が可能である。
小型の導電ばね部材に適用するためには、ハイレベルに高強度化されていることが有利となる。ビッカース硬さが300HV以上であることが好ましく、320HV以上であることが一層好ましい。また、340HV以上、あるいは380HV以上という、Cu-Ni-Al系銅合金としては極めて高い強度レベルに調整することも可能である。硬さの上限については特に規定しないが、通常、450HV以下の範囲で調整すればよい。化学組成および後述の製造工程における条件設定によって、強度レベルの調整が可能である。
[長径5~50nmの微細析出物粒子の個数密度]
長径5~50nmの微細析出物粒子は、マトリックス(金属素地)中に分散して存在することにより強度向上に寄与する。本発明対象のCu-Ni-Al系銅合金において生成する微細析出物はNiとAlを主体とするNi-Al系析出物である。強度向上の観点から、長径5~50nmの微細析出物粒子の個数密度は1.0×107個/mm2以上であることが好ましく、2.5×107個/mm2以上であることがより好ましい。通常、5.0×1010個/mm2以下の範囲で調整すればよい。なお、Ni-Al系析出物の粒子中にはCuも含まれるが、本発明の銅合金板材ではそのCu濃度を上述のように高めに制御することでスマット発生の抑制効果を得ている。
長径5~50nmの微細析出物粒子は、マトリックス(金属素地)中に分散して存在することにより強度向上に寄与する。本発明対象のCu-Ni-Al系銅合金において生成する微細析出物はNiとAlを主体とするNi-Al系析出物である。強度向上の観点から、長径5~50nmの微細析出物粒子の個数密度は1.0×107個/mm2以上であることが好ましく、2.5×107個/mm2以上であることがより好ましい。通常、5.0×1010個/mm2以下の範囲で調整すればよい。なお、Ni-Al系析出物の粒子中にはCuも含まれるが、本発明の銅合金板材ではそのCu濃度を上述のように高めに制御することでスマット発生の抑制効果を得ている。
[長径1.0μm以上の粗大析出物粒子の個数密度]
エッチング加工によって平滑性の高いエッチング面を形成するためには、粗大な析出物の存在量ができるだけ少ないことが有利となる。具体的には、長径1.0μm以上の粗大析出物粒子の存在密度が3.0×104個/mm2以下であることが好ましく、1.0×104個/mm2以下であることがより好ましい。
エッチング加工によって平滑性の高いエッチング面を形成するためには、粗大な析出物の存在量ができるだけ少ないことが有利となる。具体的には、長径1.0μm以上の粗大析出物粒子の存在密度が3.0×104個/mm2以下であることが好ましく、1.0×104個/mm2以下であることがより好ましい。
[{220}結晶面のX線回折ピークの半価幅]
本発明に従うCu-Ni-Al系銅合金板材は、板面における{220}結晶面のX線回折ピークの半価幅が例えば0.5°以上である。このような銅合金板材は格子ひずみが十分に導入されており、高い強度と、平滑性の高いエッチング加工面を得る上で有利である。
本発明に従うCu-Ni-Al系銅合金板材は、板面における{220}結晶面のX線回折ピークの半価幅が例えば0.5°以上である。このような銅合金板材は格子ひずみが十分に導入されており、高い強度と、平滑性の高いエッチング加工面を得る上で有利である。
[製造方法]
以上説明した銅合金板材は、例えば以下のような製造工程により作ることができる。
溶解・鋳造→鋳片加熱→熱間圧延→冷間圧延→(中間焼鈍→冷間圧延)→溶体化処理→→時効処理→最終冷間圧延→最終熱処理
なお、上記工程中には記載していないが、熱間圧延後には必要に応じて面削が行われ、各熱処理後には必要に応じて酸洗、研磨、あるいは更に脱脂が行われる。以下、各工程について説明する。
以上説明した銅合金板材は、例えば以下のような製造工程により作ることができる。
溶解・鋳造→鋳片加熱→熱間圧延→冷間圧延→(中間焼鈍→冷間圧延)→溶体化処理→→時効処理→最終冷間圧延→最終熱処理
なお、上記工程中には記載していないが、熱間圧延後には必要に応じて面削が行われ、各熱処理後には必要に応じて酸洗、研磨、あるいは更に脱脂が行われる。以下、各工程について説明する。
[溶解・鋳造]
連続鋳造、半連続鋳造等により鋳片を製造すればよい。Alの酸化を防止する観点から、チャンバー内で不活性ガス雰囲気下または真空下での溶解を行うことが好ましい。
連続鋳造、半連続鋳造等により鋳片を製造すればよい。Alの酸化を防止する観点から、チャンバー内で不活性ガス雰囲気下または真空下での溶解を行うことが好ましい。
[鋳片加熱]
鋳片を1000~1150℃で加熱保持する。この加熱は熱間圧延時の鋳片加熱工程を利用して実施することができる。従来、Cu-Ni-Al系銅合金の鋳片加熱は950℃以下の温度で行われることが多かった。本発明では、後の工程で析出物中のCu濃度を制御する必要がある。そのためには、鋳片を上記の高温に加熱することにより、鋳造組織中に存在する粗大な第二相をできるだけ固溶させておくことが有効となる。ただし、1150℃を超えると鋳造組織中の融点が低い部分が脆弱となり、熱間圧延で割れが生じる恐れがある。上記温度範囲での加熱保持時間は1.5時間以上とすることがより効果的であり、2時間以上とすることが更に効果的である。経済性を考慮し、上記温度域での鋳片加熱時間は5時間以下の範囲で設定することが望ましい。
鋳片を1000~1150℃で加熱保持する。この加熱は熱間圧延時の鋳片加熱工程を利用して実施することができる。従来、Cu-Ni-Al系銅合金の鋳片加熱は950℃以下の温度で行われることが多かった。本発明では、後の工程で析出物中のCu濃度を制御する必要がある。そのためには、鋳片を上記の高温に加熱することにより、鋳造組織中に存在する粗大な第二相をできるだけ固溶させておくことが有効となる。ただし、1150℃を超えると鋳造組織中の融点が低い部分が脆弱となり、熱間圧延で割れが生じる恐れがある。上記温度範囲での加熱保持時間は1.5時間以上とすることがより効果的であり、2時間以上とすることが更に効果的である。経済性を考慮し、上記温度域での鋳片加熱時間は5時間以下の範囲で設定することが望ましい。
[熱間圧延]
熱間圧延では、最終パスの圧延温度を800℃以上とする。各圧延パスの温度は、その圧延パスでワークロールから出た直後の材料の表面温度によって表すことができる。上述の高温域での鋳片加熱と、800℃以上での熱間圧延により、粗大な第二相の存在量を十分に低減する。それにより、後の工程で析出物中のCu濃度を適正範囲に制御することが可能になる。熱間圧延後の板材(熱延板)において、板面に平行な観察面での長径5μm以上の粗大第二相粒子の個数密度は例えば10個/mm2以下に抑えられていることが望ましい。量産現場の操業において800℃以上の最終パス圧延温度を安定して実現する観点から、熱間圧延後の板厚(仕上板厚)は例えば5~20mmの範囲とすることが好ましく、7~20mmの範囲とすることがより好ましい。
熱間圧延では、最終パスの圧延温度を800℃以上とする。各圧延パスの温度は、その圧延パスでワークロールから出た直後の材料の表面温度によって表すことができる。上述の高温域での鋳片加熱と、800℃以上での熱間圧延により、粗大な第二相の存在量を十分に低減する。それにより、後の工程で析出物中のCu濃度を適正範囲に制御することが可能になる。熱間圧延後の板材(熱延板)において、板面に平行な観察面での長径5μm以上の粗大第二相粒子の個数密度は例えば10個/mm2以下に抑えられていることが望ましい。量産現場の操業において800℃以上の最終パス圧延温度を安定して実現する観点から、熱間圧延後の板厚(仕上板厚)は例えば5~20mmの範囲とすることが好ましく、7~20mmの範囲とすることがより好ましい。
[冷間圧延]
溶体化処理の前に、冷間圧延を施し、板厚を調整しておくことができる。必要に応じて「中間焼鈍→冷間圧延」の工程を1回または複数回加えてもよい。溶体化処理前に行う冷間圧延での圧延率(中間焼鈍を行う場合は最後の中間焼鈍後の冷間圧延での圧延率)は例えば80%以上とすることができる。圧延率の上限は、ミルの能力に応じて、例えば99.5%以下の範囲で設定すればよい。
溶体化処理の前に、冷間圧延を施し、板厚を調整しておくことができる。必要に応じて「中間焼鈍→冷間圧延」の工程を1回または複数回加えてもよい。溶体化処理前に行う冷間圧延での圧延率(中間焼鈍を行う場合は最後の中間焼鈍後の冷間圧延での圧延率)は例えば80%以上とすることができる。圧延率の上限は、ミルの能力に応じて、例えば99.5%以下の範囲で設定すればよい。
[溶体化処理]
本発明における溶体化処理では、一般的なCu-Ni-Al系銅合金の溶体化処理温度(800~900℃程度)よりも高温に加熱する。具体的には、950~1100℃の温度域に材料が保持される時間を30~360秒とする。このような高温域に加熱すると、保持時間が上記のように短くても第二相を十分に固溶させることができる。本発明では、前記の加熱温度および保持時間の他に、溶体化処理後の冷却速度を狭い範囲にコントロールすることが重要である。具体的には、900℃から700℃までの平均冷却速度が110~150℃/sの範囲となるようにする。この温度域での冷却速度が遅いと、スマット発生の抑制効果が十分に得られない。一方、冷却速度が速すぎると、後工程で十分な量の微細析出物が分散した組織を安定して得ることが難しくなり、非常に高い強度レベルを実現する上で不利となることがわかった。溶体化処理後の上記温度域での冷却速度を110~150℃/sの狭い範囲にコントロールしたときに、その冷却過程において、結晶粒内に微細析出の核が多数生成するとともに、析出粒子への成長が適度に進行し、後の一連の工程でCu濃度の高い微細析出物を多数分散させるのに好適な「前駆的な組織状態」が得られるのではないかと推察される。実際の操業では、900℃から700℃までの平均冷却速度が110~150℃/sの範囲となる冷却条件で、10℃以上100℃以下の温度域に到達するまで強制冷却を継続することが効率的であり、20℃以上50℃以下の温度域に到達するまで強制冷却を継続することがより好ましい。
本発明における溶体化処理では、一般的なCu-Ni-Al系銅合金の溶体化処理温度(800~900℃程度)よりも高温に加熱する。具体的には、950~1100℃の温度域に材料が保持される時間を30~360秒とする。このような高温域に加熱すると、保持時間が上記のように短くても第二相を十分に固溶させることができる。本発明では、前記の加熱温度および保持時間の他に、溶体化処理後の冷却速度を狭い範囲にコントロールすることが重要である。具体的には、900℃から700℃までの平均冷却速度が110~150℃/sの範囲となるようにする。この温度域での冷却速度が遅いと、スマット発生の抑制効果が十分に得られない。一方、冷却速度が速すぎると、後工程で十分な量の微細析出物が分散した組織を安定して得ることが難しくなり、非常に高い強度レベルを実現する上で不利となることがわかった。溶体化処理後の上記温度域での冷却速度を110~150℃/sの狭い範囲にコントロールしたときに、その冷却過程において、結晶粒内に微細析出の核が多数生成するとともに、析出粒子への成長が適度に進行し、後の一連の工程でCu濃度の高い微細析出物を多数分散させるのに好適な「前駆的な組織状態」が得られるのではないかと推察される。実際の操業では、900℃から700℃までの平均冷却速度が110~150℃/sの範囲となる冷却条件で、10℃以上100℃以下の温度域に到達するまで強制冷却を継続することが効率的であり、20℃以上50℃以下の温度域に到達するまで強制冷却を継続することがより好ましい。
[時効処理]
次いで時効処理を施す。溶体化処理後には冷間圧延等の加工ひずみを導入せずに溶体化処理工程を終えた組織状態のままで直接、時効処理を施すことができる。時効処理は、400~650℃で0.5~75時間保持したのち、少なくとも400℃から300℃までの平均冷却速度が40~80℃/hとなる条件で行う。その後、引き続き10℃以上200℃以下の温度域に到達するまで炉内で冷却を継続することが好ましく、20℃以上100℃以下の温度域に到達するまで炉内で冷却を継続することがより好ましい。冷却条件を上記のように厳密にコントロールすることが析出物のCu濃度を所定範囲に調整する上で極めて有効である。冷却速度が速すぎると後述の最終熱処理後に微細析出物の量を十分に確保することが難しくなり高強度を得る上で不利となる。冷却速度が遅すぎると析出相中に固溶しているCu濃度が低下し、後述の最終熱処理後に析出物中のCu濃度が高い板材を得ることが難しくなるとともに、次工程の最終冷間圧延で加工軟化作用が十分に発揮されない。
次いで時効処理を施す。溶体化処理後には冷間圧延等の加工ひずみを導入せずに溶体化処理工程を終えた組織状態のままで直接、時効処理を施すことができる。時効処理は、400~650℃で0.5~75時間保持したのち、少なくとも400℃から300℃までの平均冷却速度が40~80℃/hとなる条件で行う。その後、引き続き10℃以上200℃以下の温度域に到達するまで炉内で冷却を継続することが好ましく、20℃以上100℃以下の温度域に到達するまで炉内で冷却を継続することがより好ましい。冷却条件を上記のように厳密にコントロールすることが析出物のCu濃度を所定範囲に調整する上で極めて有効である。冷却速度が速すぎると後述の最終熱処理後に微細析出物の量を十分に確保することが難しくなり高強度を得る上で不利となる。冷却速度が遅すぎると析出相中に固溶しているCu濃度が低下し、後述の最終熱処理後に析出物中のCu濃度が高い板材を得ることが難しくなるとともに、次工程の最終冷間圧延で加工軟化作用が十分に発揮されない。
[最終冷間圧延]
時効処理後に、最終的な目標板厚まで冷間圧延を行う。この冷間圧延を本明細書では「最終冷間圧延」と呼ぶ。最終冷間圧延は、目標の板厚に調整することに加え、次工程の最終熱処理で十分な硬化現象が発現するように、圧延ひずみを付与しておく狙いがある。圧延ひずみを付与する観点から最終冷間圧延での圧延率は30%以上とする必要がある。50%以上とすることがより効果的である。圧延率の上限はミルの能力に依存するが、通常、99%以下の範囲で設定すればよい。最終板厚は例えば0.01~0.50mmの範囲で調整することができる。
時効処理後に、最終的な目標板厚まで冷間圧延を行う。この冷間圧延を本明細書では「最終冷間圧延」と呼ぶ。最終冷間圧延は、目標の板厚に調整することに加え、次工程の最終熱処理で十分な硬化現象が発現するように、圧延ひずみを付与しておく狙いがある。圧延ひずみを付与する観点から最終冷間圧延での圧延率は30%以上とする必要がある。50%以上とすることがより効果的である。圧延率の上限はミルの能力に依存するが、通常、99%以下の範囲で設定すればよい。最終板厚は例えば0.01~0.50mmの範囲で調整することができる。
一般に冷間圧延率が高くなるほど、加工硬化によって変形抵抗が大きくなり、例えば板厚0.1mm以下といった薄板材に仕上げる場合には、パス回数の増加や、材料の耳切れが問題となりやすい。しかしながら、上述の製造条件に従う時効処理材に冷間圧延を施すと、加工硬化が顕著に抑えられ、上記の問題は大幅に改善される。その原因は明らかになっていないが、上記の時効処理を終えた時点でCu濃度の高い析出物が形成されており、析出物中にCuが固溶して析出物の組成が母相に近づくことによって、圧延による塑性変形時(すなわち圧延ひずみ付与時)に析出粒子が擬似固溶しやすくなり、その結果、冷間加工でありながら硬さの上昇が非常に少ないか、むしろ硬さが低下する現象が生じるのではないかと推察される。このような現象を本明細書では「加工軟化」と呼んでいる。
[最終熱処理]
最終冷間圧延を終えた板材に対し最終熱処理を施し、析出物のCu濃度を制御しながら強度を上昇させる。最終熱処理は、400~700℃、より好ましくは420~700℃で、10~600秒保持したのち、400℃から300℃までの平均冷却速度が50~90℃/sとなる条件で行う。この熱処理では、最終冷間圧延で擬似固溶した溶質原子が微細に析出することにより、転位が動きにくい組織状態が得られているのではないかと推察される。冷却速度が遅いと析出物中のCu濃度が低下し、スマット発生を抑制する効果の高い板材を安定して得ることが難しくなる。冷却速度が速すぎると擬似固溶状態からの析出を十分に進行させることができず、結果的に高い強度レベルが得られない。実際の操業では、400℃から300℃までの平均冷却速度が50~90℃/sの範囲となる冷却条件で、10℃以上100℃以下の温度域に到達するまで強制冷却を継続することが効率的であり、20℃以上50℃以下の温度域に到達するまで強制冷却を継続することがより好ましい。
最終冷間圧延を終えた板材に対し最終熱処理を施し、析出物のCu濃度を制御しながら強度を上昇させる。最終熱処理は、400~700℃、より好ましくは420~700℃で、10~600秒保持したのち、400℃から300℃までの平均冷却速度が50~90℃/sとなる条件で行う。この熱処理では、最終冷間圧延で擬似固溶した溶質原子が微細に析出することにより、転位が動きにくい組織状態が得られているのではないかと推察される。冷却速度が遅いと析出物中のCu濃度が低下し、スマット発生を抑制する効果の高い板材を安定して得ることが難しくなる。冷却速度が速すぎると擬似固溶状態からの析出を十分に進行させることができず、結果的に高い強度レベルが得られない。実際の操業では、400℃から300℃までの平均冷却速度が50~90℃/sの範囲となる冷却条件で、10℃以上100℃以下の温度域に到達するまで強制冷却を継続することが効率的であり、20℃以上50℃以下の温度域に到達するまで強制冷却を継続することがより好ましい。
以上のようにして得られた本発明に従う板材を素材として、エッチングを含む加工を施し、寸法精度の高い導電ばね部材を得ることができる。
表1に示す化学組成の銅合金を溶製し、縦型半連続鋳造機を用いて鋳造した。得られた鋳片を表2、表3に示す温度、時間で加熱保持したのち抽出して、熱間圧延を施し、水冷した。トータルの熱間圧延率は85~95%である。最終パスの圧延温度および熱間圧延後の仕上板厚は表2、表3中に示してある。熱間圧延で割れが生じた一部の例(No.35、37、39)では、その時点で製造を中止した。熱間圧延後、表層の酸化層を機械研磨により除去(面削)し、表2、表3に示す圧延率の冷間圧延を施した。
得られた各冷間圧延材に、加熱ゾーンと強制冷却ゾーンを備える連続式の焼鈍炉を用いて表2、表3に示す条件で溶体化処理を施した。加熱ゾーンで所定温度で所定時間保持する加熱を施した後、強制冷却ゾーンでファンにより強制対流させた窒素ガスを通板中の板材表面に吹き付ける方式で強制冷却を行った。対流強度の調整により冷却速度をコントロールすることができる。通板中に、強制冷却開始直前の板表面温度T0(℃)および強制冷却終了直後の板表面温度T1(℃)を測定した。各例においてT0が900℃以上であり、T1が700℃以下であることが確認された。そこで、上記のT0、T1、および通板速度から定まる冷却曲線に基づき、900℃から700℃までの平均冷却速度を求めた。
溶体化処理後には、冷間圧延歪を加えることなく直接、時効処理を施した。時効処理はバッチ式の焼鈍炉を用いて表2、表3に記載の温度で同表に記載の時間保持する条件にて行った。雰囲気は窒素とした。加熱保持後に炉内で300℃より低温となるまで概ね一定の冷却速度で冷却を行った。次いで、表2、表3に記載の圧延率で最終冷間圧延を施した。その後、加熱ゾーンと強制冷却ゾーンを備える連続式の焼鈍炉を用いて表2、表3に示す条件で最終熱処理を施した。加熱ゾーンで所定温度で所定時間保持する加熱を施した後、強制冷却ゾーンでファンにより強制対流させた窒素ガスを通板中の板材表面に吹き付ける方式で強制冷却を行った。対流強度の調整により冷却速度をコントロールすることができる。通板中に、強制冷却開始直前の板表面温度T0(℃)および強制冷却終了直後の板表面温度T1(℃)を測定した。各例においてT0が400℃以上であり、T1が300℃以下であることが確認された。そこで、上記のT0、T1、および通板速度から定まる冷却曲線に基づき、400℃から300℃までの平均冷却速度を求めた。
このようにして、表2、表3に示す最終板厚の板材製品(供試材)を得た。各供試材について以下の調査を行った。なお、「硬さ」は、最終熱処理後の供試材に加えて、時効処理後の材料、および最終冷間圧延後の材料についても測定した。
このようにして、表2、表3に示す最終板厚の板材製品(供試材)を得た。各供試材について以下の調査を行った。なお、「硬さ」は、最終熱処理後の供試材に加えて、時効処理後の材料、および最終冷間圧延後の材料についても測定した。
(析出物中Cu濃度XCu)
供試材から試料を採取し、番手1000(JIS R6010:2000に規定される粒度P1000)のエメリー研磨紙を用いた乾式研磨により表面の酸化層を除去したのち、25℃の濃度7mol/Lのリン酸水溶液中で約2.0Vの電圧を15分間印加することによりマトリックス(金属素地)を溶解させた。溶液中に抽出された残渣(析出物)を、孔径50nmのフィルタを用いて吸引ろ過することにより回収した。その際、吸引される液のpHが6.2となるまで、純水で残渣とフィルタを洗浄した。回収された残渣について、ICP発光分光分析法によりCu、Ni、Alの分析を行い、その分析に基づき下記(2)式により定まる析出物中Cu濃度XCuを求めた。残渣の溶解には同体積の硝酸と塩酸を混合した混酸を用いた。
XCu(質量%)=[Cu/(Cu+Ni+Al)]×100 …(2)
ここで(2)式の元素記号の箇所には残渣中に占める当該元素の質量割合の値が代入される。
供試材から試料を採取し、番手1000(JIS R6010:2000に規定される粒度P1000)のエメリー研磨紙を用いた乾式研磨により表面の酸化層を除去したのち、25℃の濃度7mol/Lのリン酸水溶液中で約2.0Vの電圧を15分間印加することによりマトリックス(金属素地)を溶解させた。溶液中に抽出された残渣(析出物)を、孔径50nmのフィルタを用いて吸引ろ過することにより回収した。その際、吸引される液のpHが6.2となるまで、純水で残渣とフィルタを洗浄した。回収された残渣について、ICP発光分光分析法によりCu、Ni、Alの分析を行い、その分析に基づき下記(2)式により定まる析出物中Cu濃度XCuを求めた。残渣の溶解には同体積の硝酸と塩酸を混合した混酸を用いた。
XCu(質量%)=[Cu/(Cu+Ni+Al)]×100 …(2)
ここで(2)式の元素記号の箇所には残渣中に占める当該元素の質量割合の値が代入される。
({220}結晶面のX線回折ピークの半価幅)
X線回折装置(Bruker AXS社製;D2 Phaser)を用いて、Cu-Kα線、管電圧30kV、管電流10mAの条件で板面についてX線回折パターンを測定し、X線回折パターン解析ソフトウェア(Bruker AXS社製;DIFFRAC.EVA)のKα2除去機能を用いて「最大:1、強度比:0.5、最小:0」という条件でKα2線を除去したのちに、{220}結晶面のX線回折ピークの半価幅を算出した。
X線回折装置(Bruker AXS社製;D2 Phaser)を用いて、Cu-Kα線、管電圧30kV、管電流10mAの条件で板面についてX線回折パターンを測定し、X線回折パターン解析ソフトウェア(Bruker AXS社製;DIFFRAC.EVA)のKα2除去機能を用いて「最大:1、強度比:0.5、最小:0」という条件でKα2線を除去したのちに、{220}結晶面のX線回折ピークの半価幅を算出した。
(微細析出物粒子の個数密度)
上掲の「微細析出物粒子の個数密度の求め方」に従い、電解研磨および超音波洗浄により調製した観察面をFE-SEM(日本電子株式会社製;JSM-7200F)で観察し、長径が5~50nmである微細第二相粒子の個数密度(個/mm2)を求めた。上記電解研磨は、BUEHLER社製の電解研磨装置(ELECTROPOLISHER POWER SUPPLUY、ELECTROPOLISHER CELL MODULE)を用いて行った。上記超音波洗浄は、超音波洗浄機「BRANSONIC M2800-J」を用いてエタノール中で20分間行った。
上掲の「微細析出物粒子の個数密度の求め方」に従い、電解研磨および超音波洗浄により調製した観察面をFE-SEM(日本電子株式会社製;JSM-7200F)で観察し、長径が5~50nmである微細第二相粒子の個数密度(個/mm2)を求めた。上記電解研磨は、BUEHLER社製の電解研磨装置(ELECTROPOLISHER POWER SUPPLUY、ELECTROPOLISHER CELL MODULE)を用いて行った。上記超音波洗浄は、超音波洗浄機「BRANSONIC M2800-J」を用いてエタノール中で20分間行った。
(硬さ)
板面のビッカース硬さをJIS Z2244:2009に準拠する方法で測定した。形成されるくぼみ(圧痕)の対角線長さd1とd2の平均値d(mm)が試料板厚の2/3以下となる試験力F(N)で7点測定し、最大値および最小値を除いた5点の平均値を当該供試材の硬さとして採用した。
板面のビッカース硬さをJIS Z2244:2009に準拠する方法で測定した。形成されるくぼみ(圧痕)の対角線長さd1とd2の平均値d(mm)が試料板厚の2/3以下となる試験力F(N)で7点測定し、最大値および最小値を除いた5点の平均値を当該供試材の硬さとして採用した。
各例において、時効処理後の硬さH1(HV)、最終冷間圧延後の硬さH2(HV)、最終熱処理後の供試材の硬さH3(HV)を測定し、下記(4)式で表される製造性指標Mを求めた。
M=(H2-H1)/(H3-H2) …(4)
製造性指標Mは「最終熱処理後の硬さ上昇分」に対する「最終冷間圧延での硬さ上昇分」の比率を表しており、この値が小さいほど最終冷間圧延での加工硬化を良好に抑えた「材料強化」が実現できたことになる。すなわち、製造性指標Mが小さいほど、時効処理、最終冷間圧延、最終熱処理を組み合わせた強化プロセスにおいて最終冷間圧延での負荷が小さく、製造性が良好であると評価される。種々検討の結果、本合金系において製造性指標Mが1.2以下であれば、上記の強化プロセスを利用して高い歩留まりで効率的に高強度板材の製造ができると判断される。なお、最終冷間圧延によって硬さが減少する場合は製造性指標Mが負の値となり、その圧延での負荷は特に軽減されていると評価できる。ただし、最終冷間圧延での硬さ減少があまり大きいと、十分な強度を確保するために最終熱処理での硬さ上昇をかなり大きくする必要があり、最終熱処理条件の制約が厳しくなる。また、最終冷間圧延で大きく加工硬化したのち最終熱処理で軟化する場合には、製造性指標Mは負の大きな値となることがあり、最終冷間圧延での負荷軽減の観点からは好ましくない。各工程での負荷バランスや最終冷間圧延での負荷軽減を考慮すると、上記(4)式で表されるM値は-0.2以上1.2以下の範囲であることが好ましい。
M=(H2-H1)/(H3-H2) …(4)
製造性指標Mは「最終熱処理後の硬さ上昇分」に対する「最終冷間圧延での硬さ上昇分」の比率を表しており、この値が小さいほど最終冷間圧延での加工硬化を良好に抑えた「材料強化」が実現できたことになる。すなわち、製造性指標Mが小さいほど、時効処理、最終冷間圧延、最終熱処理を組み合わせた強化プロセスにおいて最終冷間圧延での負荷が小さく、製造性が良好であると評価される。種々検討の結果、本合金系において製造性指標Mが1.2以下であれば、上記の強化プロセスを利用して高い歩留まりで効率的に高強度板材の製造ができると判断される。なお、最終冷間圧延によって硬さが減少する場合は製造性指標Mが負の値となり、その圧延での負荷は特に軽減されていると評価できる。ただし、最終冷間圧延での硬さ減少があまり大きいと、十分な強度を確保するために最終熱処理での硬さ上昇をかなり大きくする必要があり、最終熱処理条件の制約が厳しくなる。また、最終冷間圧延で大きく加工硬化したのち最終熱処理で軟化する場合には、製造性指標Mは負の大きな値となることがあり、最終冷間圧延での負荷軽減の観点からは好ましくない。各工程での負荷バランスや最終冷間圧延での負荷軽減を考慮すると、上記(4)式で表されるM値は-0.2以上1.2以下の範囲であることが好ましい。
(スマット発生量)
供試材から幅約10mm、長さ40~60mm程度の試験片を切り出し、その表面をスプレー式エッチング装置によりエッチング試験に供した。エッチング液はボーメ度が42Bhの塩化第二鉄水溶液である。液温は50℃、スプレー圧は0.15MPa、スプレー時間は120秒とした。エッチング試験後の試料を水洗したのち乾燥させ、試料表面にJIS Z1522:2009に従うセロハン粘着テープを貼付したのち剥ぎ取る方法による「ピーリング試験」を実施した。エッチングにより発生したスマットは水洗、乾燥後の試料表面に付着している。ピーリング試験で剥ぎ取ったセロハン粘着テープの表面に転写されるスマットの量(テープの黒色汚れの程度)によって、スマット発生の抑制性能を評価することができる。
供試材から幅約10mm、長さ40~60mm程度の試験片を切り出し、その表面をスプレー式エッチング装置によりエッチング試験に供した。エッチング液はボーメ度が42Bhの塩化第二鉄水溶液である。液温は50℃、スプレー圧は0.15MPa、スプレー時間は120秒とした。エッチング試験後の試料を水洗したのち乾燥させ、試料表面にJIS Z1522:2009に従うセロハン粘着テープを貼付したのち剥ぎ取る方法による「ピーリング試験」を実施した。エッチングにより発生したスマットは水洗、乾燥後の試料表面に付着している。ピーリング試験で剥ぎ取ったセロハン粘着テープの表面に転写されるスマットの量(テープの黒色汚れの程度)によって、スマット発生の抑制性能を評価することができる。
図1~図3に、エッチング試験後の試験片の外観写真(上段)、およびその表面についてピーリング試験を行ったセロハン粘着テープの外観写真(下段)を例示する。図1は本発明例No.1、図2は本発明No.7、図3は比較例No.34である。それぞれ2本の試験片についての結果を示してある。比較例のもの(図3)に比べ、本発明例のもの(図1、図2)は、スマットの発生が顕著に抑制されていることがわかる。ここでは、目視によりエッチング試験後の試験片外観およびピーリング試験で剥離したセロハン粘着テープの黒色汚れの程度を観察し、比較例No.34(図3)との対比において、明らかにスマットの発生抑制効果が認められたものを○(スマット発生抑制能:良好)、特に顕著なスマットの発生抑制効果が認められたものを◎(スマット発生抑制能:優秀)、それら以外を×(スマット発生抑制能:改善不十分)と評価した。
これらの調査結果を表4、表5に示す。
これらの調査結果を表4、表5に示す。
本発明例のCu-Ni-Al系銅合金板材はいずれも、高い強度を有するとともに、析出物中Cu濃度XCuが15~50質量%の範囲にあり、スマット発生の抑制性能に優れていた。製造性指標Mも低く、時効処理、最終冷間圧延、最終熱処理を組み合わせた強化プロセスでの製造性も良好であった。
比較例のうち、No.31~34、40、41は、製造条件が本発明規定範囲を外れたことによって、析出物中Cu濃度XCuが本発明規定範囲より低くなり、スマット発生の抑制性能を改善することができなかった例である。具体的には、比較例No.31は鋳片加熱温度および熱間圧延最終パスの圧延温度が低かった。No.32は溶体化処理温度が低かった。No.33は溶体化処理工程において900℃から700℃までの平均冷却速度が遅かった。No.34は時効処理工程において400℃から300℃までの冷却速度が遅すぎた。No.40は熱間圧延最終パスの圧延温度が低く、溶体化処理の加熱保持時間が短かった。No.41は最終熱処理工程において400℃から300℃までの平均冷却速度が遅かった。
No.36、38、42~44は、化学組成または製造条件が本発明規定範囲を外れたことによって、微細析出物粒子の個数密度が低くなり、300HVに相当する強度レベルに達しなかった例である。具体的には、No.36はNi含有量が低すぎた。No.38はAl含有量が低く、Ni/Al比が高かった。No.42は溶体化処理工程において900℃から700℃までの平均冷却速度が速すぎた。No.43は時効処理工程において400℃から300℃までの冷却速度が速すぎた。No.44は最終熱処理工程において400℃から300℃までの冷却速度が速すぎた。
No.35、37、39は熱間圧延で割れが生じたため、その時点で製造を中止した例である。このうち、No.35はNi含有量が高すぎた。No.37はAl含有量が高すぎた。No.39は鋳片加熱温度が高すぎた。
(粗大析出物粒子の個数密度)
凹凸が少なく平滑性の高いエッチング加工表面を得るためには、粗大析出物が少ないことが有利となる。そこで、上記本発明で得られた板材(最終熱処理後の供試材)について、以下の方法で粗大析出物粒子の個数密度を調べた。
上掲の「粗大析出物粒子の個数密度の求め方」に従い、電解研磨および超音波洗浄により調製した観察面をFE-SEMにより観察し、長径1.0μm以上の粗大析出物粒子の個数密度を求めた。上記電解研磨は、BUEHLER社製の電解研磨装置(ELECTROPOLISHER POWER SUPPLUY、ELECTROPOLISHER CELL MODULE)を用いて行った。上記超音波洗浄は、超音波洗浄機「BRANSONIC M2800-J」を用いてエタノール中で20分間行った。
その結果、本発明例のものはいずれも、粗大析出物の個数密度が非常に低いことが確認された。結果を表6に示してある。
凹凸が少なく平滑性の高いエッチング加工表面を得るためには、粗大析出物が少ないことが有利となる。そこで、上記本発明で得られた板材(最終熱処理後の供試材)について、以下の方法で粗大析出物粒子の個数密度を調べた。
上掲の「粗大析出物粒子の個数密度の求め方」に従い、電解研磨および超音波洗浄により調製した観察面をFE-SEMにより観察し、長径1.0μm以上の粗大析出物粒子の個数密度を求めた。上記電解研磨は、BUEHLER社製の電解研磨装置(ELECTROPOLISHER POWER SUPPLUY、ELECTROPOLISHER CELL MODULE)を用いて行った。上記超音波洗浄は、超音波洗浄機「BRANSONIC M2800-J」を用いてエタノール中で20分間行った。
その結果、本発明例のものはいずれも、粗大析出物の個数密度が非常に低いことが確認された。結果を表6に示してある。
Claims (7)
- 質量%で、Ni:10.0~30.0%、Al:1.00~6.50%、Ag:0~0.50%、B:0~0.10%、Co:0~2.0%、Cr:0~0.5%、Fe:0~2.0%、Ga:0~0.5%、Ge:0~0.5%、In:0~0.5%、Mg:0~2.0%、Mn:0~2.0%、P:0~0.2%、Si:0~2.0%、Sn:0~2.0%、Ti:0~2.0%、Zn:0~2.0%、Zr:0~0.3%、残部がCuおよび不可避的不純物からなり、かつ下記(1)式を満たす化学組成を有し、濃度7mol/Lのリン酸水溶液中で電解抽出した残渣の分析に基づき下記(2)式により定まる析出物中Cu濃度XCuが15~50質量%であり、ビッカース硬さが300HV以上である銅合金板材。
Ni/Al≦9.0 …(1)
ここで、(1)式の元素記号の箇所には質量%で表される当該元素の含有量値が代入される。
XCu(質量%)=[Cu/(Cu+Ni+Al)]×100 …(2)
ここで(2)式の元素記号の箇所には残渣中に占める当該元素の質量割合の値が代入される。 - 板面に平行な観察面において長径5~50nmの微細析出物粒子の個数密度が1.0×107個/mm2以上である、請求項1に記載の銅合金板材。
- 板面における{220}結晶面のX線回折ピークの半価幅が0.5°以上である請求項1または2に記載の銅合金板材。
- 質量%で、Ni:10.0~30.0%、Al:1.00~6.50%、Ag:0~0.50%、B:0~0.10%、Co:0~2.0%、Cr:0~0.5%、Fe:0~2.0%、Ga:0~0.5%、Ge:0~0.5%、In:0~0.5%、Mg:0~2.0%、Mn:0~2.0%、P:0~0.2%、Si:0~2.0%、Sn:0~2.0%、Ti:0~2.0%、Zn:0~2.0%、Zr:0~0.3%、残部がCuおよび不可避的不純物からなり、かつ下記(1)式を満たす化学組成の鋳片を、1000~1150℃で加熱する工程(鋳片加熱工程)、
最終圧延パスでの圧延温度が800℃以上となる条件で熱間圧延を行う工程(熱間圧延工程)、
圧延率80%以上の冷間圧延を施す工程(冷間圧延工程)、
950~1100℃で30~360秒保持したのち、900℃から700℃までの平均冷却速度が110~150℃/sとなる条件で冷却する工程(溶体化処理工程)、
400~650℃で0.5~75時間保持したのち、400℃から300℃までの平均冷却速度が40~80℃/hとなる条件で冷却する工程(時効処理工程)、
圧延率30%以上の冷間圧延を施す工程(最終冷間圧延工程)、
400~700℃で10~600秒保持したのち、400℃から300℃までの平均冷却速度が50~90℃/sとなる条件で冷却する工程(最終熱処理工程)、
を上記の順で含む製造工程により、ビッカース硬さが300HV以上である板材を得る、銅合金板材の製造方法。
Ni/Al≦9.0 …(1)
ここで、(1)式の元素記号の箇所には質量%で表される当該元素の含有量値が代入される。 - 前記時効処理工程後のビッカース硬さH1(HV)、前記最終冷間圧延工程後のビッカース硬さH2(HV)、および前記最終熱処理工程後のビッカース硬さH3(HV)の関係を表す下記(4)式のM値が-0.2以上1.2以下である製造工程により、ビッカース硬さH3が300HV以上である板材を得る、請求項4に記載の銅合金板材の製造方法。
M=(H2-H1)/(H3-H2) …(4) - 質量%で、Ni:10.0~30.0%、Al:1.00~6.50%、Ag:0~0.50%、B:0~0.10%、Co:0~2.0%、Cr:0~0.5%、Fe:0~2.0%、Ga:0~0.5%、Ge:0~0.5%、In:0~0.5%、Mg:0~2.0%、Mn:0~2.0%、P:0~0.2%、Si:0~2.0%、Sn:0~2.0%、Ti:0~2.0%、Zn:0~2.0%、Zr:0~0.3%、残部がCuおよび不可避的不純物からなり、かつ下記(1)式を満たす化学組成の鋳片から、鋳片加熱、熱間圧延、冷間圧延、溶体化処理、時効処理、最終冷間圧延、最終熱処理工程を上記の順に含む工程により板材を製造するに際し、
前記時効処理工程後のビッカース硬さをH1(HV)、前記最終冷間圧延工程後のビッカース硬さをH2(HV)、前記最終熱処理工程後のビッカース硬さをH3(HV)としたとき、下記(4)式のM値を-0.2以上1.2以下とする製造工程により、ビッカース硬さH3が300HV以上である板材を得る、銅合金板材の製造方法。
Ni/Al≦9.0 …(1)
ここで、(1)式の元素記号の箇所には質量%で表される当該元素の含有量値が代入される。
M=(H2-H1)/(H3-H2) …(4) - 請求項1~3のいずれか1項に記載の銅合金板材を材料に用いた導電ばね部材。
Applications Claiming Priority (2)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2020128573 | 2020-07-29 | ||
JP2020128573 | 2020-07-29 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JP2022027545A true JP2022027545A (ja) | 2022-02-10 |
Family
ID=80035634
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2021120057A Pending JP2022027545A (ja) | 2020-07-29 | 2021-07-20 | Cu-Ni-Al系銅合金板材、その製造方法および導電ばね部材 |
Country Status (7)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US20230265543A1 (ja) |
EP (1) | EP4190929A1 (ja) |
JP (1) | JP2022027545A (ja) |
KR (1) | KR20230044493A (ja) |
CN (1) | CN115735017A (ja) |
TW (1) | TW202210640A (ja) |
WO (1) | WO2022024891A1 (ja) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN114959523A (zh) * | 2022-04-15 | 2022-08-30 | 中国船舶重工集团公司第七二五研究所 | 一种紧固件用高强铜合金棒材及其制备方法 |
Family Cites Families (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH02149279A (ja) * | 1988-11-30 | 1990-06-07 | Kobe Steel Ltd | 耐食性および耐衝撃性に優れたゴルフクラブヘッド用銅合金材料 |
JP3410125B2 (ja) * | 1992-10-19 | 2003-05-26 | 同和鉱業株式会社 | 高強度銅基合金の製造方法 |
JP2012081573A (ja) | 2010-10-12 | 2012-04-26 | Imagine 21:Kk | 着脱可能な雌型面板装着用位置決めピン治具 |
JP6869119B2 (ja) | 2017-06-14 | 2021-05-12 | Dowaメタルテック株式会社 | Cu−Ni−Al系銅合金板材および製造方法並びに導電ばね部材 |
CN107354341B (zh) * | 2017-06-29 | 2018-12-21 | 大连理工大学 | 一种立方棋盘状γ′相增强Cu-Ni-Al耐高温合金及其制备方法 |
JP7202121B2 (ja) * | 2018-09-27 | 2023-01-11 | Dowaメタルテック株式会社 | Cu-Ni-Al系銅合金板材およびその製造方法並びに導電ばね部材 |
JP7181768B2 (ja) * | 2018-11-13 | 2022-12-01 | Dowaメタルテック株式会社 | 高ヤング率Cu-Ni-Al系銅合金板材およびその製造方法並びに導電ばね部材 |
-
2021
- 2021-07-20 EP EP21849661.0A patent/EP4190929A1/en active Pending
- 2021-07-20 JP JP2021120057A patent/JP2022027545A/ja active Pending
- 2021-07-20 CN CN202180044633.0A patent/CN115735017A/zh active Pending
- 2021-07-20 US US18/010,239 patent/US20230265543A1/en active Pending
- 2021-07-20 WO PCT/JP2021/027236 patent/WO2022024891A1/ja active Application Filing
- 2021-07-20 KR KR1020237007036A patent/KR20230044493A/ko active Search and Examination
- 2021-07-28 TW TW110127708A patent/TW202210640A/zh unknown
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN114959523A (zh) * | 2022-04-15 | 2022-08-30 | 中国船舶重工集团公司第七二五研究所 | 一种紧固件用高强铜合金棒材及其制备方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
TW202210640A (zh) | 2022-03-16 |
CN115735017A (zh) | 2023-03-03 |
EP4190929A1 (en) | 2023-06-07 |
US20230265543A1 (en) | 2023-08-24 |
KR20230044493A (ko) | 2023-04-04 |
WO2022024891A1 (ja) | 2022-02-03 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JP6154565B1 (ja) | Cu−Ni−Si系銅合金板材および製造法 | |
JP4761586B1 (ja) | 高強度チタン銅板及びその製造方法 | |
TWI381397B (zh) | Cu-Ni-Si-Co based copper alloy for electronic materials and its manufacturing method | |
JP6378819B1 (ja) | Cu−Co−Si系銅合金板材および製造方法並びにその板材を用いた部品 | |
TW201736613A (zh) | 銅合金板材及銅合金板材的製造方法 | |
JP2008075172A (ja) | Cu−Ni−Si系合金 | |
JP7202121B2 (ja) | Cu-Ni-Al系銅合金板材およびその製造方法並びに導電ばね部材 | |
TWI429768B (zh) | Cu-Co-Si based copper alloy for electronic materials and method for producing the same | |
JP7181768B2 (ja) | 高ヤング率Cu-Ni-Al系銅合金板材およびその製造方法並びに導電ばね部材 | |
JP2005139501A (ja) | 耐熱性に優れた銅合金およびその製法 | |
WO2022024891A1 (ja) | Cu-Ni-Al系銅合金板材、その製造方法および導電ばね部材 | |
JP2019002042A (ja) | Cu−Ni−Al系銅合金板材および製造方法並びに導電ばね部材 | |
KR102365363B1 (ko) | 스퍼터링용 티타늄 타깃 및 그 제조 방법, 그리고 티타늄 함유 박막의 제조 방법 | |
JP5555154B2 (ja) | 電気・電子部品用銅合金およびその製造方法 | |
JP6793005B2 (ja) | 銅合金板材およびその製造方法 | |
JP2022025611A (ja) | Cu-Ni-Al系銅合金板材、その製造方法および導電ばね部材 | |
JP2022115695A (ja) | Cu-Ni-Al系銅合金板材、その製造方法および導電ばね部材 | |
JP6310131B1 (ja) | 電子部品用チタン銅 | |
JP2023147156A (ja) | Cu-Ti系銅合金板材、その製造方法、ばね部材およびオートフォーカスカメラモジュール | |
JP2013147687A (ja) | 曲げ加工性に優れたチタン銅 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20240521 |