JP2971238B2 - 熱間加工性が優れた高力銅合金及びその製造方法 - Google Patents
熱間加工性が優れた高力銅合金及びその製造方法Info
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- JP2971238B2 JP2971238B2 JP8864992A JP8864992A JP2971238B2 JP 2971238 B2 JP2971238 B2 JP 2971238B2 JP 8864992 A JP8864992 A JP 8864992A JP 8864992 A JP8864992 A JP 8864992A JP 2971238 B2 JP2971238 B2 JP 2971238B2
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は高強度及び高耐熱性合金
として知られているＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金の熱間加工
性を向上させた熱間加工性が優れた高力銅合金及びその
製造方法に関する。
として知られているＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金の熱間加工
性を向上させた熱間加工性が優れた高力銅合金及びその
製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来よりＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金は導電
性が良好であると共に、高強度及び高耐熱性の合金とし
て知られている。このため、この合金を板、条、管、棒
及び線材等に加工して電気及び電子機器部品又は金型等
用材料として利用することが期待されている。
性が良好であると共に、高強度及び高耐熱性の合金とし
て知られている。このため、この合金を板、条、管、棒
及び線材等に加工して電気及び電子機器部品又は金型等
用材料として利用することが期待されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、Ｃｕ−
Ｎｉ−Ｓｉ系合金は、中・高温における伸び及び衝撃値
が小さく、脆性が大きいため、熱間加工性が劣るという
難点がある。従って、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金は量産実
用化が困難であり、特に、薄板製品に関しては実用化が
遅れている。
Ｎｉ−Ｓｉ系合金は、中・高温における伸び及び衝撃値
が小さく、脆性が大きいため、熱間加工性が劣るという
難点がある。従って、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金は量産実
用化が困難であり、特に、薄板製品に関しては実用化が
遅れている。
【０００４】従って、導電性、強度及び耐熱性等におい
て優れた特性を有しているものの、熱間加工性が劣るた
め、量産実用化が難しいＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金を、そ
の熱間加工性を向上させて、熱間加工、冷間加工及び焼
鈍の組み合わせにより種々の形状に容易に加工すること
を可能にし、量産実用化により広範囲な用途に利用する
ことを可能にする高力銅合金の開発が要望されている。
て優れた特性を有しているものの、熱間加工性が劣るた
め、量産実用化が難しいＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金を、そ
の熱間加工性を向上させて、熱間加工、冷間加工及び焼
鈍の組み合わせにより種々の形状に容易に加工すること
を可能にし、量産実用化により広範囲な用途に利用する
ことを可能にする高力銅合金の開発が要望されている。
【０００５】本発明はかかる問題点に鑑みてなされたも
のであって、板、条、管、棒及び線材等に容易に加工す
ることができ、電気、電子機器部品用又は金型材料等の
広範囲の用途に使用することが可能な熱間加工性が優れ
た高力銅合金及びその製造方法を提供することを目的と
する。
のであって、板、条、管、棒及び線材等に容易に加工す
ることができ、電気、電子機器部品用又は金型材料等の
広範囲の用途に使用することが可能な熱間加工性が優れ
た高力銅合金及びその製造方法を提供することを目的と
する。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明に係る熱間加工性
が優れた高力銅合金は、Ｎｉ；0.4〜4.0重量％、Ｓｉ；
0.1〜1.0重量％、Ｚｎ；0.05〜1.0重量％、Ａｌ；0.001
〜0.05重量％、Ｓ；0.001重量％未満及びＭｇ0.0001〜
0.01重量％を含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物か
らなることを特徴とする。
が優れた高力銅合金は、Ｎｉ；0.4〜4.0重量％、Ｓｉ；
0.1〜1.0重量％、Ｚｎ；0.05〜1.0重量％、Ａｌ；0.001
〜0.05重量％、Ｓ；0.001重量％未満及びＭｇ0.0001〜
0.01重量％を含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物か
らなることを特徴とする。
【０００７】また、本発明に係る他の熱間加工性が優れ
た高力銅合金は、上記組成において、Ａｌ量を０．０３
重量％未満にすると共に、Ｓｎ；０．１〜２．０重量％
を添加したものである。
た高力銅合金は、上記組成において、Ａｌ量を０．０３
重量％未満にすると共に、Ｓｎ；０．１〜２．０重量％
を添加したものである。
【０００８】一方、本発明に係る熱間加工性が優れた高
力銅合金の製造方法は、Ｎｉ；0.4〜4.0重量％、Ｓｉ；
0.1〜1.0重量％、Ｚｎ；0.05〜1.0重量％及びＭｇ；0.0
001〜0.01重量％を含有し、又は必要に応じて、これら
の組成にＳｎ；0.1〜2.0重量％を含有し、残部がＣｕ及
び不可避的不純物からなる組成に原料を溶解し、溶湯温
度を1200℃以上に保持した後、Ａｌを0.001〜0.05重量
％添加して攪拌し、溶湯中のＳをＡｌ硫化物のＡｌ2Ｓ3
として溶湯表面に浮上させ、溶湯湯面上のスラグを除去
することにより、溶湯中のＳ及びＡｌの残存量を夫々0.
001重量％以下及び0.05重量％以下にすることを特徴と
する。
力銅合金の製造方法は、Ｎｉ；0.4〜4.0重量％、Ｓｉ；
0.1〜1.0重量％、Ｚｎ；0.05〜1.0重量％及びＭｇ；0.0
001〜0.01重量％を含有し、又は必要に応じて、これら
の組成にＳｎ；0.1〜2.0重量％を含有し、残部がＣｕ及
び不可避的不純物からなる組成に原料を溶解し、溶湯温
度を1200℃以上に保持した後、Ａｌを0.001〜0.05重量
％添加して攪拌し、溶湯中のＳをＡｌ硫化物のＡｌ2Ｓ3
として溶湯表面に浮上させ、溶湯湯面上のスラグを除去
することにより、溶湯中のＳ及びＡｌの残存量を夫々0.
001重量％以下及び0.05重量％以下にすることを特徴と
する。
【０００９】
【作用】次に、本発明に係る熱間加工性が優れた高力銅
合金の成分添加理由及び組成限定理由について詳細に説
明する。
合金の成分添加理由及び組成限定理由について詳細に説
明する。
【００１０】Ｎｉ Ｎｉは強度を向上させる元素であり、Ｓｉとの共存下で
その効果を発揮する。Ｎｉ含有量が0.4重量％未満の場
合は、Ｓｉが0.1〜1.0重量％含有されていても強度の向
上は期待できない。また、Ｎｉを4.0重量％を超えて含
有すると加工性が悪くなり、更に強度の向上効果が飽和
する。従って、Ｎｉ含有量は0.4〜4.0重量％とする。
その効果を発揮する。Ｎｉ含有量が0.4重量％未満の場
合は、Ｓｉが0.1〜1.0重量％含有されていても強度の向
上は期待できない。また、Ｎｉを4.0重量％を超えて含
有すると加工性が悪くなり、更に強度の向上効果が飽和
する。従って、Ｎｉ含有量は0.4〜4.0重量％とする。
【００１１】Ｓｉ ＳｉはＮｉと同じく強度を向上させる元素であり、Ｎｉ
との共存下で、その効果を発揮する。Ｓｉ含有量が0.1
重量％未満の場合は、Ｎｉが0.4〜4.0重量％含有されて
いても強度の向上は期待でない。また、Ｓｉを1.0重量
％を超えて含有すると、加工性及び導電率が低下し、且
つはんだ付け性も低下する。従って、Ｓｉ含有量は0.1
〜1.0重量％とする。
との共存下で、その効果を発揮する。Ｓｉ含有量が0.1
重量％未満の場合は、Ｎｉが0.4〜4.0重量％含有されて
いても強度の向上は期待でない。また、Ｓｉを1.0重量
％を超えて含有すると、加工性及び導電率が低下し、且
つはんだ付け性も低下する。従って、Ｓｉ含有量は0.1
〜1.0重量％とする。
【００１２】Ｚｎ Ｚｎは錫及びはんだの剥離を抑制するために必須の元素
である。Ｚｎ含有量が0.05重量％未満の場合はこのよう
な効果は少なく、また、Ｚｎを1.0重量％を超えて含有
すると、銅合金のはんだ付け性が低下する。従って、Ｚ
ｎ含有量は0.05〜1.0重量％とする。
である。Ｚｎ含有量が0.05重量％未満の場合はこのよう
な効果は少なく、また、Ｚｎを1.0重量％を超えて含有
すると、銅合金のはんだ付け性が低下する。従って、Ｚ
ｎ含有量は0.05〜1.0重量％とする。
【００１３】Ａｌ Ａｌは原料中に含まれるか又は炉材及び雰囲気から混入
するＳを安定したＡｌ硫化物Ａｌ2Ｓ3の形で溶解時にス
ラグ中に固着させ、Ｓを溶湯から分離除去する作用があ
る。このように、ＡｌはＳを除去して、鋳塊の熱間加工
性を向上させるために必須の元素である。Ａｌ含有量が
０．００１重量％未満ではＳの分離効果は十分でなく、
Ｓが鋳塊中に残留し、熱間加工に際して、その加熱中、
又は熱間加工中にＳが粒界を移動して粒界割れを生じ
る。また、Ａｌが０．０５重量％を超えて含有される
と、はんだ濡れ性の劣化及び導電率の低下が大きくな
る。従って、Ａｌ含有量は０．００１〜０，０５重量％
とする。
するＳを安定したＡｌ硫化物Ａｌ2Ｓ3の形で溶解時にス
ラグ中に固着させ、Ｓを溶湯から分離除去する作用があ
る。このように、ＡｌはＳを除去して、鋳塊の熱間加工
性を向上させるために必須の元素である。Ａｌ含有量が
０．００１重量％未満ではＳの分離効果は十分でなく、
Ｓが鋳塊中に残留し、熱間加工に際して、その加熱中、
又は熱間加工中にＳが粒界を移動して粒界割れを生じ
る。また、Ａｌが０．０５重量％を超えて含有される
と、はんだ濡れ性の劣化及び導電率の低下が大きくな
る。従って、Ａｌ含有量は０．００１〜０，０５重量％
とする。
【００１４】Ｍｇ Ｍｇは、Ａｌと同様に、熱間加工性を向上させるために
必須の元素である。即ち、ＭｇはＡｌの添加によっても
完全に分離除去できずに溶湯中に残留するＳを、安定し
たＭｇとの化合物の形で母相中に固定し、これにより熱
間加工性を向上させる。Ｍｇ含有量が0.001重量％未満
では、Ｓはそのままの状態で存在する。このため、Ｓは
熱間加工に際して、その加熱中又は加工中に粒界を移動
して粒界割れを生じさせるようになる。また、Ｍｇを0.
01重量％を超えて含有すると、鋳塊内部にＣｕ＋ＭｇＣ
ｕ2という融点が722℃の共晶を生じ、熱間加工温度であ
る800〜950℃に加熱することが不可能となる。また、溶
解中に溶湯が酸化し易くなって、湯流れ性の低下が著し
くなり、鋳塊の表面の酸化物の巻き込みが多くなり、健
全な鋳塊が得られなくなる。従って、Ｍｇ含有量は0.00
1〜0.01重量％とする。
必須の元素である。即ち、ＭｇはＡｌの添加によっても
完全に分離除去できずに溶湯中に残留するＳを、安定し
たＭｇとの化合物の形で母相中に固定し、これにより熱
間加工性を向上させる。Ｍｇ含有量が0.001重量％未満
では、Ｓはそのままの状態で存在する。このため、Ｓは
熱間加工に際して、その加熱中又は加工中に粒界を移動
して粒界割れを生じさせるようになる。また、Ｍｇを0.
01重量％を超えて含有すると、鋳塊内部にＣｕ＋ＭｇＣ
ｕ2という融点が722℃の共晶を生じ、熱間加工温度であ
る800〜950℃に加熱することが不可能となる。また、溶
解中に溶湯が酸化し易くなって、湯流れ性の低下が著し
くなり、鋳塊の表面の酸化物の巻き込みが多くなり、健
全な鋳塊が得られなくなる。従って、Ｍｇ含有量は0.00
1〜0.01重量％とする。
【００１５】Ｓ Ｓは原料、炉及び樋等の耐火材、燃料又は雰囲気等から
合金中に混入し、金属との化合物又はＳ単独で存在し、
熱間加工における加熱中又は加工中に割れを生じさせる
主原因となる。Ｓ含有量が0.001重量％を超えると、Ｓ
がそのまま残留し、加熱のみでも粒界割れが生じ易くな
る。従って、Ｓ含有量は0.001重量％以下とする必要が
ある。
合金中に混入し、金属との化合物又はＳ単独で存在し、
熱間加工における加熱中又は加工中に割れを生じさせる
主原因となる。Ｓ含有量が0.001重量％を超えると、Ｓ
がそのまま残留し、加熱のみでも粒界割れが生じ易くな
る。従って、Ｓ含有量は0.001重量％以下とする必要が
ある。
【００１６】Ｓｎ Ｓｎは銅合金中に固溶し、強度を向上させる効果があ
る。Ｓｎ含有量が0.1重量％未満の場合はその効果は小
さい。また、Ｓｎが2.0重量％を超えて含有されると、
導電率の低下が大きくなる。従って、Ｓｎの含有量は0.
1〜2.0重量％とする。
る。Ｓｎ含有量が0.1重量％未満の場合はその効果は小
さい。また、Ｓｎが2.0重量％を超えて含有されると、
導電率の低下が大きくなる。従って、Ｓｎの含有量は0.
1〜2.0重量％とする。
【００１７】なお、上述の各元素以外に、Ｍｎ、Ｆｅ、
Ｃｏ、Ｂ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒの各元素の１種又は２種以
上を総量で0.2重量％以下含有させても、熱間加工性は
もとより、製品に必要な特性、即ち高導電性、強度、耐
熱性、はんだ付け性及びはんだの耐熱剥離性等が実用上
問題なく維持される。このため、これらの元素の含有は
許容される。
Ｃｏ、Ｂ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒの各元素の１種又は２種以
上を総量で0.2重量％以下含有させても、熱間加工性は
もとより、製品に必要な特性、即ち高導電性、強度、耐
熱性、はんだ付け性及びはんだの耐熱剥離性等が実用上
問題なく維持される。このため、これらの元素の含有は
許容される。
【００１８】次に、本発明に係る熱間加工性が優れた高
力銅合金の製造方法について説明する。先ず、Ｎｉ、Ｓ
ｉ、Ｚｎ、Ｓｎ及びＭｇが所定の組成範囲になるよう
に、銅合金の溶湯を溶製し、1200℃に昇温させて保持す
る。このように、溶湯温度を1200℃以上に保持するの
は、以下の理由による。Ｃｕ−0.4〜4.0重量％Ｎｉ−0.
1〜1.0重量％Ｓｉ−0.1〜2.0重量％Ｓｎ合金の溶融温度
は1100〜1150℃であり、鋳造時の溶湯温度は溶融温度よ
りも80〜120℃高くするのが好ましい。また、原料中の
Ｓと反応し、生成したＡｌ2Ｓ3の溶融温度は1118℃であ
る。Ａｌ2Ｓ3は溶融状態で溶湯表面のフラックスに吸着
され易くなる。従って、溶解作業時の溶湯温度を1200℃
以上にすることにより、Ａｌ2Ｓ3を溶融状態にしてフラ
ックスへの吸着除去を促進すると共に、溶融の安定を図
る。
力銅合金の製造方法について説明する。先ず、Ｎｉ、Ｓ
ｉ、Ｚｎ、Ｓｎ及びＭｇが所定の組成範囲になるよう
に、銅合金の溶湯を溶製し、1200℃に昇温させて保持す
る。このように、溶湯温度を1200℃以上に保持するの
は、以下の理由による。Ｃｕ−0.4〜4.0重量％Ｎｉ−0.
1〜1.0重量％Ｓｉ−0.1〜2.0重量％Ｓｎ合金の溶融温度
は1100〜1150℃であり、鋳造時の溶湯温度は溶融温度よ
りも80〜120℃高くするのが好ましい。また、原料中の
Ｓと反応し、生成したＡｌ2Ｓ3の溶融温度は1118℃であ
る。Ａｌ2Ｓ3は溶融状態で溶湯表面のフラックスに吸着
され易くなる。従って、溶解作業時の溶湯温度を1200℃
以上にすることにより、Ａｌ2Ｓ3を溶融状態にしてフラ
ックスへの吸着除去を促進すると共に、溶融の安定を図
る。
【００１９】次いで、Ａｌを0.001〜0.05重量％添加し
て溶湯中のＳと反応させ、溶湯中のＳをＡｌ硫化物の溶
湯中にＡｌ2Ｓ3として溶湯表面に浮上させ、スラグ中に
吸収させる。次に、このスラグを除去することにより、
溶湯中に残存するＳ及びＡｌの含有量を夫々0.001重量
％以下及び0.05重量％以下にする。なお、各成分の規制
理由は前述の通りである。その後、溶湯中の各成分を目
標組成に調整した後、鋳型に鋳造する。
て溶湯中のＳと反応させ、溶湯中のＳをＡｌ硫化物の溶
湯中にＡｌ2Ｓ3として溶湯表面に浮上させ、スラグ中に
吸収させる。次に、このスラグを除去することにより、
溶湯中に残存するＳ及びＡｌの含有量を夫々0.001重量
％以下及び0.05重量％以下にする。なお、各成分の規制
理由は前述の通りである。その後、溶湯中の各成分を目
標組成に調整した後、鋳型に鋳造する。
【００２０】
【実施例】次に、本発明に係る熱間加工性に優れる高力
銅合金の実施例について、その比較例と比較して説明す
る。
銅合金の実施例について、その比較例と比較して説明す
る。
【００２１】下記表１に示す組成の銅合金を小型電気炉
を用いて大気中及び木炭被覆下で溶解し、厚さが50mm、
幅が50mm、長さが180mmの鋳塊を鋳造した。
を用いて大気中及び木炭被覆下で溶解し、厚さが50mm、
幅が50mm、長さが180mmの鋳塊を鋳造した。
【００２２】
【表１】
【００２３】No.２〜６の合金については、本発明方法
に基づいて鋳造した。即ち、原料の配合、溶解後、溶湯
温度を1200℃以上に昇温し、Ａｌを0.005〜0.05重量％
添加して攪拌し、溶湯中のＳをＡｌ硫化物のＡｌ2Ｓ3と
して、溶湯表面に浮上させた。これにより、溶湯表面に
浮上したＡｌ2Ｓ3と、湯面上に存在していたフラックス
とからスラグが形成された。そして、このスラグを除去
した後、化学成分を目標組成に調整し、鋳型に鋳造し
た。No.１，No.７及びNo.８の合金の溶解及び鋳造は、
原料を配合し、溶解した後、溶湯を1200℃に昇温し、化
学成分を目標組成に調整した後、鋳造した。これらの合
金については、前述のＡｌ添加、攪拌、スラグ除去の一
連の作業による脱硫は行っていない。
に基づいて鋳造した。即ち、原料の配合、溶解後、溶湯
温度を1200℃以上に昇温し、Ａｌを0.005〜0.05重量％
添加して攪拌し、溶湯中のＳをＡｌ硫化物のＡｌ2Ｓ3と
して、溶湯表面に浮上させた。これにより、溶湯表面に
浮上したＡｌ2Ｓ3と、湯面上に存在していたフラックス
とからスラグが形成された。そして、このスラグを除去
した後、化学成分を目標組成に調整し、鋳型に鋳造し
た。No.１，No.７及びNo.８の合金の溶解及び鋳造は、
原料を配合し、溶解した後、溶湯を1200℃に昇温し、化
学成分を目標組成に調整した後、鋳造した。これらの合
金については、前述のＡｌ添加、攪拌、スラグ除去の一
連の作業による脱硫は行っていない。
【００２４】そして、得られた鋳塊の一部を高温シャル
ピー試験に供し、残部は熱間圧延、冷間圧延及び焼鈍の
組み合わせで板材を調整した。高温シャルピー試験はＪ
ＩＳＺ2242に準じて室温と400℃〜900℃の100℃毎に測
定し、熱間加工性を評価した。残部の鋳塊は表面を2mm
の深さで面削した後、熱間圧延に供試した。No.７及びN
o.８の鋳塊は、熱間圧延中、圧下率15％／１パスで１〜
３パス実施した時点で表面割れが発生し、板材に調整す
ることができなかった。
ピー試験に供し、残部は熱間圧延、冷間圧延及び焼鈍の
組み合わせで板材を調整した。高温シャルピー試験はＪ
ＩＳＺ2242に準じて室温と400℃〜900℃の100℃毎に測
定し、熱間加工性を評価した。残部の鋳塊は表面を2mm
の深さで面削した後、熱間圧延に供試した。No.７及びN
o.８の鋳塊は、熱間圧延中、圧下率15％／１パスで１〜
３パス実施した時点で表面割れが発生し、板材に調整す
ることができなかった。
【００２５】下記表２に鋳塊の脆化域と900℃における
シャルピー衝撃値及び熱間圧延結果を示す。
シャルピー衝撃値及び熱間圧延結果を示す。
【００２６】
【表２】
【００２７】シャルピー衝撃値から鋳塊の脆化域はいず
れの鋳塊も600℃の前後にある。No.１〜６の試料は熱間
圧延温度（900℃）にてシャルピー衝撃値は8kg・f・m／
cm2以上を示し、その破面は延性破面である。一方、No.
７及び８のシャルピー衝撃値は1.6kg・f・m／cm2以下で
脆性破面を呈している。また、900℃からの熱間圧延で
はNo.１〜６の鋳塊は厚さが45mmから15mmまでの圧延性
は良好であり、表面割れ等は認められなかった。これに
対し、No.７及び８の鋳塊は１〜３パスで表面から激し
い粒界割れが発生し、板材の調整ができなかった。鋳塊
中の残留ＳはNo.１〜６の鋳塊は7ppm以下と比較例合金
よりも少なくなり、Ａｌ添加によるＳの除去効果が認め
られた。一方、No.７及び８の鋳塊中のＳは原料中の含
有量が鋳塊中にそのまま残存している。
れの鋳塊も600℃の前後にある。No.１〜６の試料は熱間
圧延温度（900℃）にてシャルピー衝撃値は8kg・f・m／
cm2以上を示し、その破面は延性破面である。一方、No.
７及び８のシャルピー衝撃値は1.6kg・f・m／cm2以下で
脆性破面を呈している。また、900℃からの熱間圧延で
はNo.１〜６の鋳塊は厚さが45mmから15mmまでの圧延性
は良好であり、表面割れ等は認められなかった。これに
対し、No.７及び８の鋳塊は１〜３パスで表面から激し
い粒界割れが発生し、板材の調整ができなかった。鋳塊
中の残留ＳはNo.１〜６の鋳塊は7ppm以下と比較例合金
よりも少なくなり、Ａｌ添加によるＳの除去効果が認め
られた。一方、No.７及び８の鋳塊中のＳは原料中の含
有量が鋳塊中にそのまま残存している。
【００２８】
【発明の効果】以上、説明したように、本発明に係る熱
間加工性が優れた銅合金は、製品中のＳを低減すること
により、従来熱間加工が難しかったＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系
合金の熱間加工を可能にし、その量産実用化が可能とな
り、電気電子機器部品及び金型用の材料としてその品質
及び歩留まりを向上させることができ、更にこれらの製
品のコストを低減することができる。
間加工性が優れた銅合金は、製品中のＳを低減すること
により、従来熱間加工が難しかったＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系
合金の熱間加工を可能にし、その量産実用化が可能とな
り、電気電子機器部品及び金型用の材料としてその品質
及び歩留まりを向上させることができ、更にこれらの製
品のコストを低減することができる。
フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭61−99647（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−274729（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) C22C 9/00 - 9/10 C22F 1/08
Claims (4)
- 【請求項１】 Ｎｉ；０．４〜４．０重量％、Ｓｉ；
０．１〜１．０重量％、Ｚｎ；０．０５〜１．０重量
％、Ａｌ；０．００１〜０．０５重量％、Ｓ；０．００
１重量％未満及びＭｇ；０．０００１〜０．０１重量％
を含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなること
を特徴とする熱間加工性が優れた高力銅合金。 - 【請求項２】 Ｎｉ；０．４〜４．０重量％、Ｓｉ；
０．１〜１．０重量％、Ｚｎ；０．０５〜１．０重量
％、Ｓｎ；０．１〜２．０重量％、Ａｌ；０．００１〜
０．０３重量％（但し、０．０３重量％を除く）、Ｓ；
０．００１重量％未満及びＭｇ；０．０００１〜０．０
１重量％を含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物から
なることを特徴とする熱間加工性が優れた高力銅合金。 - 【請求項３】 Ｎｉ；０．４〜４．０重量％、Ｓｉ；
０．１〜１．０重量％、Ｚｎ；０．０５〜１．０重量％
及びＭｇ；０．０００１〜０．０１重量％を含有し、残
部がＣｕ及び不可避的不純物からなる組成に原料を溶解
し、溶湯温度を１２００℃以上に保持した後、Ａｌを
０．００１〜０．０５重量％添加して攪拌し、溶湯中の
ＳをＡｌ硫化物のＡｌ2Ｓ3として溶湯表面に浮上させ、
溶湯湯面上のスラグを除去することにより、溶湯中のＳ
及びＡｌの残存量を夫々０．００１重量％以下及び０．
０５重量％以下にすることを特徴とする熱間加工性が優
れた高力銅合金の製造方法。 - 【請求項４】 Ｎｉ；０．４〜４．０重量％、Ｓｉ；
０．１〜１．０重量％、Ｚｎ；０．０５〜１．０重量
％、Ｓｎ；０．１〜２．０重量％及びＭｇ；０．０００
１〜０．０１重量％を含有し、残部がＣｕ及び不可避的
不純物からなる組成に原料を溶解し、溶湯温度を１２０
０℃以上に保持した後、Ａｌを０．００１〜０．０５重
量％添加して攪拌し、溶湯中のＳをＡｌ硫化物のＡｌ2
Ｓ3として溶湯表面に浮上させ、溶湯湯面上のスラグを
除去することにより、溶湯中のＳ及びＡｌの残存量を夫
々０．００１重量％以下及び０．０５重量％以下にする
ことを特徴とする熱間加工性が優れた高力銅合金の製造
方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8864992A JP2971238B2 (ja) | 1992-04-09 | 1992-04-09 | 熱間加工性が優れた高力銅合金及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8864992A JP2971238B2 (ja) | 1992-04-09 | 1992-04-09 | 熱間加工性が優れた高力銅合金及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05287419A JPH05287419A (ja) | 1993-11-02 |
| JP2971238B2 true JP2971238B2 (ja) | 1999-11-02 |
Family
ID=13948670
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8864992A Expired - Lifetime JP2971238B2 (ja) | 1992-04-09 | 1992-04-09 | 熱間加工性が優れた高力銅合金及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2971238B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP5950499B2 (ja) * | 2011-02-11 | 2016-07-13 | 株式会社神戸製鋼所 | 電気・電子部品用銅合金及びＳｎめっき付き銅合金材 |
-
1992
- 1992-04-09 JP JP8864992A patent/JP2971238B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH05287419A (ja) | 1993-11-02 |
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