JP5554207B2 - 被削性に優れるＣｕ−Ｓｉ系銅合金板材 - Google Patents

Description

この発明は、電子機器、精密機械等に使用される金属部品、特に切削加工により製造される銅合金部品に適する銅合金板材に関するものである。

金属部品を製造する方法として旋削、穿孔などの切削加工がある。切削加工は、特に複雑な形状を持つ部品や高い寸法精度を要する部品の製造には有効な加工方法である。切削加工を行う場合、被削性がしばし問題となる。被削性には切削屑処理、工具寿命、切削抵抗、切削面粗さなどの項目があり、これらが向上するように材料に改良が施されている。

銅合金は、強度が高い、導電性・熱伝導性に優れる、耐食性に優れる、色調に優れるなどの理由から多くの金属部品に使用されている。切削による加工も多く実施されており、例えば水道の蛇口、バルブ、歯車、装飾品などの用途がある。これらには、黄銅（Ｃｕ−Ｚｎ系）、青銅（Ｃｕ−Ｓｎ系）、アルミ青銅（Ｃｕ−Ａｌ系）、洋白（Ｃｕ−Ｚｎ−Ｎｉ系）などに被削性を向上させるために鉛を添加した合金が使用されている（特許文献１〜４参照）。

このように銅合金の被削性を向上させるために、一般的には鉛が添加されている。これは、鉛が銅合金に固溶しないため材料内に微細に分散し、切削加工時に切削屑がその部分で分断されやすくなることによる。しかし、鉛は人体や環境に影響を及ぼすとされていることから使用が制限されつつあり、鉛を含有せずに被削性を向上させた材料の要求が高まっている。鉛を含有する銅合金の代替材料として、黄銅や青銅にビスマスを添加した銅合金が知られている（特許文献５〜６参照）。また黄銅では、亜鉛濃度を高くして銅−亜鉛系化合物であるβ相やγ相を形成させ、あるいはケイ素を添加して銅−亜鉛−ケイ素系化合物であるκ相を形成させ、これらの化合物を切削屑分断の起点として作用させることで被削性を向上させることも知られている（特許文献７、８）。

特開昭６０−０５６０３６号公報 特開昭５８−１１３３３６号公報 特開昭５１−１０１７１６号公報 特開平０１−１７７３２７号公報 特開２００１−０５９１２３号公報 特開２０００−３３６４４２号公報 特開２０００−３１９７３７号公報 特開２００４−１８３０５６号公報

しかし、各特許文献に記載された技術は、以下の課題を有する。特許文献１〜４の各技術では、前述のとおり被削性を向上させるための添加元素として鉛を用いており、環境への負荷が心配される。また、特許文献５および６の技術では、ビスマスを添加すると被削性は改善されるが、加工中に割れやすくなり、特に熱間加工が困難となる。すなわち、熱間加工性の改善を図ることが改めて必要となる。特許文献７および８では、銅−亜鉛系化合物のγ相や銅−亜鉛−ケイ素系化合物のκ相は被削性を向上させるが、脆弱な相であるために冷間加工性に劣る。

上述のように鉛を含有しない従来の被削銅合金の発明では、被削性と加工性（熱間加工・冷間加工性）との両立が課題として残されている。歯車、時計地板等の精密機械用の金属部品は、板の形状の金属素材からプレス加工後、切削加工を施す、などの工程にて作成されるため、板形状までの加工が可能な銅合金材料が求められる。しかしながら、板形状への加工が可能な銅合金は被削性が不十分であり、いまだに鉛を含有させた被削黄銅が使用されているのが現状であり、環境および人体への影響から鉛を含有せずに被削性を向上させた銅合金板の開発が望まれている。

本発明はこのような問題に鑑みなされたもので、鉛を含有せずに被削性および展伸性に優れ、環境負荷を軽減する銅合金板材を提供することを目的とするものである。

本発明者らは鋭意検討した結果、特定の組成のＣｕ−Ｓｉ系合金において、Ｓｎ量および製造方法を制御して製造することにより、展伸性（熱間圧延性・冷間圧延性）および被削性に優れる銅合金を製造することが可能であることを見出した。また、Ｓを制御して添加し、Ｃｕ−Ｓ系の化合物がサイズ（平均直径）が１μｍ以上１０μｍ以下で、且つ、面積率１％以上１０％以下に均一分散することによって、更に被削性に優れる銅合金板になることを見出した。

すなわち、本発明は、以下の解決手段を提供するものである。
（１）Ｓｉを３．０〜５．０ｍａｓｓ％、Ｓｎを０．５〜２．５ｍａｓｓ％含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなる銅合金板材であって、母相の硬さが１１０〜２１０Ｈｖであることを特徴とするＣｕ−Ｓｉ系銅合金板材、
（２）Ｓｉを３．０〜５．０ｍａｓｓ％、Ｓを０．０５〜１．０ｍａｓｓ％含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなる銅合金板材であって、Ｃｕ−Ｓ系化合物が母相に分散しており、該化合物の平均直径は１〜１０μｍであり、該化合物の面積率は１〜１０％であることを特徴とする、Ｃｕ−Ｓｉ系銅合金板材、
（３）Ｓｉを３．０〜５．０ｍａｓｓ％、Ｓｎを０．５〜２．５ｍａｓｓ％、Ｓを０．０５〜１．０ｍａｓｓ％含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなる銅合金板材であって、Ｃｕ−Ｓ系化合物が母相に分散しており、該化合物の平均直径は１〜１０μｍであり、該化合物の面積率は１〜１０％であることを特徴とする、Ｃｕ−Ｓｉ系銅合金板材、及び
（４）母相の硬さが９０〜２１０Ｈｖであることを特徴とする、（２）又は（３）記載のＣｕ−Ｓｉ系銅合金板材
である。
なお、本発明における母相の硬さはマイクロビッカース硬さ試験機を用いＪＩＳ Ｚ ２２４４に準拠して測定したものとする。
また、Ｃｕ−Ｓ系化合物の平均直径は板状サンプルの任意の３か所の圧延面について、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いてそれぞれ３視野について組織観察を行うことにより求めた。１視野当たり２０個のＣｕ−Ｓ系化合物の断面を円と仮定したときの相当直径を測定し、その平均を測定したものとする。
Ｃｕ−Ｓ系化合物の面積率は平均直径と同様に、板状サンプルの任意の３か所の圧延面について、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いてそれぞれ３視野について組織観察を行うことにより求めた。１視野に見られるＣｕ−Ｓ系化合物の数をカウントし、平均直径より求めた面積を乗じることで、Ｃｕ−Ｓ系化合物の１視野当たりの総面積を求め、１視野の面積で除することで求めた。

本発明のＣｕ−Ｓｉ系銅合金板材は、鉛などの環境負荷物質を利用することなく、被削性および展伸性に優れたものとなる。また、本発明の銅合金板は、切削加工により製造される精密部品等の部品用材料として好適である。

本発明の銅合金板材の好ましい実施の形態について、詳細に説明する。まず、各合金元素の作用効果とその含有量の範囲について説明する。

本発明の銅合金板材に好ましい実施の形態によるケイ素（Ｓｉ）は、母相を強化し被削性を向上させると共に、被削後の表面を円滑にする。その添加量は３．０〜５．０ｍａｓｓ％であることが良い。好ましくは３．２〜４．８ｍａｓｓ％とする。少なすぎると母相の強化が足りず被削性が劣り、多すぎる場合冷間加工性が劣化する。

本発明の第一の形態では、錫（Ｓｎ）を含有させる。ＳｎはＳｉと複合で添加することによりその効果を発揮する。Ｓｎは材料の強度および被削性を向上させる。Ｓｎによる被削性向上は母相の延性を劣化させることにより、屑の分断を良好にする点にある。そのためＳｎの含有量は厳密に管理する必要があり、その範囲を超えると板形状に加工することが不可能になる。Ｓｎの含有量は０．５〜２．５ｍａｓｓ％とする。好ましくは１．５〜２．５ｍａｓｓ％とする。少なすぎると、被削性の向上が期待できない。多すぎる場合には、冷間加工性を劣化させる。

ＳｉとＳｎを含有する場合には、母相の硬さは１１０〜２１０Ｈｖにする。１１０Ｈｖよりも硬さの値が低い場合には、母相の延性が大きく被削性が劣る。２１０Ｈｖよりも硬さの値が高い場合には、母相の延性が小さすぎて板形状への加工ができなくなる。
母相の硬さは熱処理条件と最終圧延の加工率により制御することができる。詳しい製造方法は後述する。

本発明の第二の形態では、硫黄（Ｓ）を含有させる。
硫黄（Ｓ）は母相中に被削性向上に寄与する硫化物を形成させる。この硫化物が、切削加工を行った時の切削屑分断の起点として作用することで切削屑が細かく分断され易くなり、被削性が向上する。また、鋳造時の冷却速度を制御することで硫化物のサイズ、面積率が制御されて切削屑分断性が向上し、さらに熱間および冷間における加工性を損なわなくなることにより、板形状への展伸加工が可能となる。
また、本発明の第二の形態において、Ｓｎの含有は任意であるが、ＳｎとＳを複合に含有することで、硫化物による切削屑分断の効果とＳｎの母相の延性劣化の効果が相乗され、被削性がより向上する。

また、本発明の第二の形態においては、硫化物の平均直径が１〜１０μｍであり、該硫化物が面積率で０．１〜１０％存在する必要がある。そのためには、Ｓの含有量は０．０５〜１．０ｍａｓｓ％であり、好ましくは０．０８〜０．８ｍａｓｓ％である。少なすぎると硫化物の面積率が小さく、十分な切削屑分断性が得られない。Ｓの含有量が多すぎると、加工性（すなわち展伸性）が悪化する。
なお、ＳｎとＳを複合に含有することで、硫化物による切削屑分断の効果とＳｎの母相の延性劣化の効果が相乗され、被削性がより向上するが、本発明の第一の形態と同様、冷間加工性の観点も考慮する必要がある。Ｓを含有する場合のＳｎの含有量は、０．５〜２．５ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．５〜１．８ｍａｓｓ％とする。

次に、被削性向上に寄与する化合物である硫化物のサイズと面積率の規定、並びに特徴について述べる。硫化物は、切削加工時に発生する切削屑を細かく分断する作用があり、それにより被削性が向上する。ただし、サイズ（平均直径）が小さすぎると、十分な効果は得られない。また、サイズ（平均直径）が１μｍ以上の硫化物があったとしても、トータルの面積率が小さいと切削屑は細かく分断されない。具体的には、１μｍ以上の平均径の硫化物が面積率で０．１〜１０％の密度で分布していないと、切削屑が十分には分断されない。なお、硫化物は軟らかいため加工の加工度に応じて長手に伸ばされることがあるが、硫化物のサイズと面積率は長手方向に垂直な断面で上記を満足すれば良い。

一方、硫化物は材料の熱間および冷間の加工性を悪化させる。硫化物は結晶粒界に形成され易く、粒界強度を低下させるため、サイズが大き過ぎたり、面積率が大き過ぎたりすると、熱間加工や冷間加工を施した時に割れを生じさせ、展伸材として使用できなくなる。従って、硫化物の大きさは１０μｍ以下、面積率は１０％以下にする必要がある。

本発明の第二の形態においては、母相の硬さは９０〜２１０Ｈｖにすることが好ましい。母相の硬さの値が高い場合には、母相の延性が小さすぎて板形状への加工ができなくなる。

硫化物のサイズは、鋳造時の冷却速度により変化する。冷却速度が遅いと硫化物は大きくなり、逆に速いと小さくなる。好ましい冷却速度は０．１〜５０℃／秒、より好ましくは０．３〜４０℃／秒である。

本発明の展伸材の製造は以下のようにして行える。
熱間圧延前の、保持温度は６００〜９００℃で行い、保持時間は１〜２時間保持することが望ましい。保持温度が９００℃を超えて高い場合、熱間圧延割れをする可能性がある。６００℃未満の場合、再結晶が十分行われず鋳造による不均一組織が残存する可能性がある。熱延後は速やかに水冷を行い、金属組織変化を抑制する。

熱間圧延後は、酸化膜の除去を実施後、冷間圧延および熱処理の組み合わせにより、母相の硬さを調整する。Ｓｎを含有する場合には、最終の圧延加工の加工率を５０％以下にすることが望ましい。

熱処理は３５０〜９００℃で０．５〜４時間の範囲で行うことが望ましい。４００℃未満では、再結晶が十分起きずに均一な組織が得られない。９００℃を超え超えて高い場合、結晶粒の粗大化を引き起こす。０．５時間未満では、再結晶が十分起きずに均一な組織が得られない。４時間を超える場合は熱処理時間過多になり、いたずらにコストを費やすのみである。

以下に、本発明を実施例に基づき、さらに詳細に説明するが、本発明はそれらに限定されるものではない。

（実施例１）
表１の合金成分で示される組成の銅合金を高周波溶解炉にて溶解し、厚さ３０ｍｍ、幅１２０ｍｍ、長さ１５０ｍｍの鋳型に冷却速度０．５〜５℃／秒で鋳造し鋳塊を得た。次にこれら鋳塊を８００℃に加熱し、この温度に１時間保持後、厚さ１２ｍｍに熱間圧延して速やかに水冷を行った。次いで両面を各１．５ｍｍずつ面削して酸化皮膜を除去した。

本発明例１−１〜１−８、比較例１−１〜１−５および比較例１−８は、続けて厚さ４ｍｍまで冷間圧延を実施した。この時比較例１−３および比較例１−５は冷間加工中に板全体に割れが発生し圧延を継続することは不可能であった。その後、各試料Ａｒガス雰囲気炉にて８００℃で１時間の熱処理を施し室温まで炉内で冷却した。熱処理後、各試料を厚さ３ｍｍまで冷間圧延を実施した。なお比較のため、比較例１−３および比較例１−５も割れた破片部について上記と同様に熱処理を実施した。

本発明例１−９は、面削後、厚さ３．２ｍｍまで冷間圧延を実施して、Ａｒガス雰囲気炉にて８００℃で１時間の熱処理を施し室温まで炉内で冷却した後、厚さ３ｍｍまで冷間圧延を実施した。なお成分は本発明例１−２と同じである。

本発明例１−１０は、面削後、厚さ６ｍｍまで冷間圧延を実施して、Ａｒガス雰囲気炉にて８００℃で１時間の熱処理を施し室温まで炉内で冷却した後、厚さ３ｍｍまで冷間圧延を実施した。なお成分は本発明例１−２と同じである。

比較例１−６は、面削後、厚さ３ｍｍまで冷間圧延を実施して、Ａｒガス雰囲気炉にて８５０℃で１時間の熱処理を施し室温まで炉内で冷却した。なお成分は本発明例１−２と同じである。

比較例１−７は、面削後、Ａｒガス雰囲気炉にて８００℃で１時間の熱処理を施し室温まで炉内で冷却した後、厚さ３ｍｍまで冷間圧延を実施した。なお成分は本発明例１−２と同じである。

上述の冷間圧延加工において、材料に割れがなく圧延が可能であったものを“優”、材料端部割れ（コバ割れ）は生じるが板形状への圧延が可能なであったものを“良”、材料全体に割れが生じ板形状への圧延が不可であったものを“不可”として、圧延性を評価した。

このようにして得られた各々の銅合金展伸板材のサンプルについて被削性を調べた。被削性として、汎用ボール盤を用いて切削屑の分断性を評価した。切削屑が５ｍｍ以下に分断されるものは優、切削屑が分断されるがその長さが５ｍｍ以上のものは良、切削屑が螺旋状につながっているものは不良とした。使用可能な水準は優および良である。なお切削条件は、２ｍｍφの超硬製ドリルを用い、回転数４２０ｒｐｍとし、切削油は不使用とした。

また、板状サンプルの結晶粒径は任意の３箇所の圧延方向垂直断面について光学顕微鏡観察を行い、ＪＩＳ Ｈ ０５０１の切断法に基づき実施した。なお、比較例１−３および比較例１−５については、熱処理終了後のサンプルにて、圧延方向垂直断面に相当する面を、光学顕微鏡観察を行って実施した。

表１に結果を示す。本発明例１−１〜１−１０は、成分が本発明の範囲内であり、いずれも、板形状の加工が可能であった。また被削性も満足している。

比較例１−１〜１−８は、本発明の範囲外の例である。比較例１−１、１−２はＳｉ量が発明の範囲外であり、硬さが規定の範囲外であるため被削性が劣った。比較例１−３はＳｎ量が発明の範囲よりも多いため、板形状に加工ができなかった。比較例１−４および１−８はＳｎ量が発明の範囲外であり、硬さが規定の範囲外であるため被削性が劣った。比較例１−５はＳｉ量が発明の範囲よりも多いため、板形状に加工ができなかった。比較例１−６および１−７は硬さが本発明の範囲外であるため被削性が劣った。

（実施例２）
表２の合金成分で示される組成の銅合金を高周波溶解炉にて溶解し、厚さ３０ｍｍ、幅１２０ｍｍ、長さ１５０ｍｍの鋳型に冷却速度０．５〜５℃／秒で鋳造し鋳塊を得た。次にこれら鋳塊を８００℃に加熱し、この温度に１時間保持後、厚さ１２ｍｍに熱間圧延して速やかに水冷を行った。次いで両面を各１．５ｍｍずつ面削して酸化皮膜を除去した。
続けて厚さ４ｍｍまで冷間圧延を実施した。この時比較例２−２〜２−４は冷間加工中に板全体に割れが発生し圧延を継続することは不可能であった。その後、各試料Ａｒガス雰囲気炉にて７００℃で１時間の熱処理を施し室温まで炉内で冷却した。熱処理後、各試料を厚さ３ｍｍまで冷間圧延を実施した。なお比較のため、比較例２−２〜比較例２−４も割れた破片部について上記と同様に熱処理を実施した。

上述の冷間圧延加工において、材料に割れがなく圧延が可能であったものを“優”、材料端部割れ（コバ割れ）は生じるが板形状への圧延が可能なであったものを“良”、材料全体に割れが生じ板形状への圧延が不可であったものを“不可”として、圧延性を評価した。

このようにして得られた各々の銅合金展伸板材のサンプルについて被削性を調べた。被削性として、汎用ボール盤を用いて切削屑の分断性を評価した。切削屑が５ｍｍ以下に分断されるものは優、切削屑が分断されるがその長さが５ｍｍ以上のものは良、切削屑が螺旋状につながっているものは不良とした。使用可能な水準は優および良である。なお切削条件は、２ｍｍφの超硬製ドリルを用い、回転数４２０ｒｐｍとし、切削油は不使用とした。

また、板状サンプルの結晶粒径は任意の３箇所の圧延方向垂直断面について光学顕微鏡観察を行い、ＪＩＳ Ｈ０５０１の切断法に基づき実施した。なお、比較例１−３および比較例１−５については、熱処理終了後のサンプルにて、圧延方向垂直断面に相当する面を、光学顕微鏡観察を行って実施した。

また、化合物のサイズと面積率は、板状サンプルの任意の３か所の圧延面について、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いてそれぞれ３視野について組織観察を行うことにより求めた。粒子サイズ（平均径）は、１視野当たり２０個の化合物のサイズを測定し、その平均をとった。面積率は、１視野に見られる化合物の数をカウントし、化合物を円と仮定して平均径より求めた面積を乗じることで化合物の１視野当たりの総面積を求め、１視野の面積で除することで求めた。

表１に結果を示す。本発明例２−１〜２−１０は、成分が本発明の範囲内であり、いずれも、板形状の加工が可能であった。また被削性も満足している。なお、発明例２−１０は（実施例１）の本発明例１−６にＳを０．２２％添加したこと以外は同様であり、製法も同じであるが、本発明例２−１０のほうが本発明例１−６よりもさらに優れていることが分かり、Ｓ添加の被削性向上効果が分かる。

比較例２−１〜２−４は本発明の範囲外の例である。比較例２−１はＳ量が発明の範囲外であり、粒子面積率が範囲外であるため被削性が劣った。比較例１−２〜１−４はＳ量およびＳｎ量が発明の範囲よりも多いため、板形状に加工ができなかった。

Claims (4)

1. Ｓｉを３．０〜５．０ｍａｓｓ％、Ｓｎを０．５〜２．５ｍａｓｓ％含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなる銅合金板材であって、母相の硬さが１１０〜２１０Ｈｖであることを特徴とするＣｕ−Ｓｉ系銅合金板材。
2. Ｓｉを３．０〜５．０ｍａｓｓ％、Ｓを０．０５〜１．０ｍａｓｓ％含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなる銅合金板材であって、Ｃｕ−Ｓ系化合物が母相に分散しており、該化合物の平均直径は１〜１０μｍであり、該化合物の面積率は１〜１０％であることを特徴とする、Ｃｕ−Ｓｉ系銅合金板材。
3. Ｓｉを３．０〜５．０ｍａｓｓ％、Ｓｎを０．５〜２．５ｍａｓｓ％、Ｓを０．０５〜１．０ｍａｓｓ％含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなる銅合金板材であって、Ｃｕ−Ｓ系化合物が母相に分散しており、該化合物の平均直径は１〜１０μｍであり、該化合物の面積率は１〜１０％であることを特徴とする、Ｃｕ−Ｓｉ系銅合金板材。
4. 母相の硬さが９０〜２１０Ｈｖであることを特徴とする、請求項２又は３に記載のＣｕ−Ｓｉ系銅合金板材。