JP6380855B2 - 銅合金の製造方法および銅合金 - Google Patents
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Description
本発明は、銅合金の製造方法及び銅合金に関する。
従来、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ系銅合金は、安価な金属元素で構成され、高い機械的強度が得られることから、実用合金の圧延材として使用されている。また、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ系銅合金は、スピノーダル分解型の時効硬化性合金として知られており、耐熱性、例えば２００℃などの高温下での応力緩和特性に優れた銅合金として知られている。
Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ系銅合金の製法としては、例えば、６００〜７７０℃の温度範囲で熱処理し、加工率０〜６０％の範囲で時効間加工し、３５０〜５００℃の温度範囲で３〜３００分間熱処理を施すことが提案されている（特許文献１，２参照）。こうした製法では、約８００℃以上の単相領域からの熱処理法と異なり、２相が平衡する６００〜７７０℃の温度域から熱処理し室温状態でマトリックス中に第２相を均一に分散させた組織とすることによって、疲労特性が改善するとしている。そして、３５０〜５００℃で行う時効処理によって、疲労特性がさらに向上するとしている。また、特許文献１，２の６００〜７７０℃の温度範囲での熱処理の前に、８００℃以上における溶体化処理を行うことが提案されている（特許文献３，４参照）。こうした製法では、単相域の８００℃以上での加熱処理で合金中に存在する加工組織を完全に消滅させることなどにより、疲労特性だけでなく成形性や応力緩和特性を改善できるとしている。また、例えば、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ系銅合金を、溶体化処理後に冷間圧延し、２５０℃〜５００℃の温度で１時間以上の熱処理を行ったあと、引き続き３００℃〜６００℃の温度で１〜２０分間の連続焼鈍を行うことが提案されている（特許文献５参照）。こうした製法では、効率よく平坦なミルハードン材が得られるとしている。
しかしながら、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ系銅合金は、スピノーダル分解型の時効硬化によって高い機械的強度が得られるものの、まだ十分でないことがあった。また、機械的強度を高めようとすると、耐熱性が劣化することがあった。このため、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ系銅合金において、機械的強度をより高め、耐熱性の劣化を抑制することが望まれていた。
本発明はこのような課題を解決するためになされたものであり、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ系銅合金において、機械的強度をより高め、耐熱性の劣化を抑制することを主目的とする。
本発明の銅合金の製造方法及び銅合金は、上述の主目的を達成するために以下の手段を採った。
本発明の銅合金の製造方法は、
Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ系銅合金の製造方法であって、
溶体化処理を行った溶体化処理材を用い、３００℃以上５００℃以下の温度範囲で時効処理を行う第１時効処理工程と、
前記第１時効処理工程の後に冷間加工を行う時効間加工工程と、
前記時効間加工工程の後に３００℃以上５００℃以下の温度範囲で時効処理を行う第２時効処理工程と、
を含むものである。
Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ系銅合金の製造方法であって、
溶体化処理を行った溶体化処理材を用い、３００℃以上５００℃以下の温度範囲で時効処理を行う第１時効処理工程と、
前記第１時効処理工程の後に冷間加工を行う時効間加工工程と、
前記時効間加工工程の後に３００℃以上５００℃以下の温度範囲で時効処理を行う第２時効処理工程と、
を含むものである。
この銅合金の製造方法では、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ系銅合金において、機械的強度をより高め、耐熱性の劣化を抑制できる。こうした効果が得られる理由は、以下のように推察される。まず、溶体化処理材に対してピーク時効処理を行うと、Ｄ０22規則相やＬ１2規則相などの化合物相が複合的に析出し、析出硬化により機械的強度が向上する。続いて冷間加工を行うと、転位密度が増加したり変形双晶、即ち変形で生成する１次双晶および２次双晶が生じて組織微細化が図られることにより、機械的強度がさらに向上する。しかし、応力が負荷された状態で高温になると、高密度の転位が容易に移動し耐熱性が劣化することがある。そこで、さらに時効処理を行うと、高密度化した転位の周囲にコットレル雰囲気ができて転位が固定化されることによって、耐熱性の劣化を抑制できる。このようにして、機械的強度をより高め、耐熱性の劣化を抑制できると考えられる。
以下では、本発明の一実施形態に係る銅合金の製造方法及び銅合金について説明する。この銅合金の製造方法は、（１）溶解・鋳造工程、（２）均質化処理工程、（３）予備加工工程、（４）溶体化処理工程、（５）第１時効処理工程、（６）時効間加工工程、（７）第２時効処理工程、を含んでもよい。また、銅合金はこうした製造方法により製造されたものでもよい。
（１）溶解・鋳造工程
この工程では、所望の合金組成となるように原料を配合し、溶解・鋳造して鋳塊を得る。合金組成Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ系の銅合金組成であればよいが、Ｎｉを３質量％以上２５質量％以下含み、Ｓｎを３質量％以上９質量％以下含むことが好ましい。こうした組成では、時効硬化能が高いため、機械的強度をより高めることができるし、導電率の低下を抑制できる。具体的には、例えば、Ｃｕ−２１Ｎｉ−５．５Ｓｎや、Ｃｕ−１５Ｎｉ−８Ｓｎ、Ｃｕ−９Ｎｉ−６Ｓｎなどの組成としてもよい。合金組成は、ＮｉやＳｎの他に、Ｍｎを０．０５質量％以上０．５質量％以下含んでもよい。Ｍｎを０．０５質量％以上含むと、粒界反応と呼ばれる結晶粒界の周りに起こるＮｉやＳｎの不連続な析出を抑制可能なため、界面の脆化に伴う強度低下などが生じにくく、機械的強度を高めるのにより適している。また、Ｍｎの量が０．５質量％以下であれば、熱間加工性を阻害することのあるＭｎの量が多すぎないため、製造性の悪化を抑制できる。合金組成において、残部は、Ｃｕのみでもよいし、Ｃｕと不可避的不純物を含んでもよい。不可避的不純物としては、例えば、Ｐ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｗなどがある。こうした不可避的不純物は、全体で０．１質量％以下であることが好ましい。溶解や鋳造は、公知の方法で行うことができる。例えば、大気中または窒素などの不活性雰囲気下で高周波誘導加熱溶解して金型鋳造することが好適であるが、電気炉内でるつぼによる溶解を行ってもよいし、黒鉛ダイスや銅鋳型を用いて連続鋳造を行ってもよい。また、これらに限定されることなく、その他の方法で行ってもよい。
この工程では、所望の合金組成となるように原料を配合し、溶解・鋳造して鋳塊を得る。合金組成Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ系の銅合金組成であればよいが、Ｎｉを３質量％以上２５質量％以下含み、Ｓｎを３質量％以上９質量％以下含むことが好ましい。こうした組成では、時効硬化能が高いため、機械的強度をより高めることができるし、導電率の低下を抑制できる。具体的には、例えば、Ｃｕ−２１Ｎｉ−５．５Ｓｎや、Ｃｕ−１５Ｎｉ−８Ｓｎ、Ｃｕ−９Ｎｉ−６Ｓｎなどの組成としてもよい。合金組成は、ＮｉやＳｎの他に、Ｍｎを０．０５質量％以上０．５質量％以下含んでもよい。Ｍｎを０．０５質量％以上含むと、粒界反応と呼ばれる結晶粒界の周りに起こるＮｉやＳｎの不連続な析出を抑制可能なため、界面の脆化に伴う強度低下などが生じにくく、機械的強度を高めるのにより適している。また、Ｍｎの量が０．５質量％以下であれば、熱間加工性を阻害することのあるＭｎの量が多すぎないため、製造性の悪化を抑制できる。合金組成において、残部は、Ｃｕのみでもよいし、Ｃｕと不可避的不純物を含んでもよい。不可避的不純物としては、例えば、Ｐ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｗなどがある。こうした不可避的不純物は、全体で０．１質量％以下であることが好ましい。溶解や鋳造は、公知の方法で行うことができる。例えば、大気中または窒素などの不活性雰囲気下で高周波誘導加熱溶解して金型鋳造することが好適であるが、電気炉内でるつぼによる溶解を行ってもよいし、黒鉛ダイスや銅鋳型を用いて連続鋳造を行ってもよい。また、これらに限定されることなく、その他の方法で行ってもよい。
（２）均質化処理工程
この工程では、後工程に悪影響を及ぼす不均一な組織、例えば鋳造時に非平衡的に生成した偏析など、を鋳塊から除去して均質な組織とする均質化処理を行い、均質化処理材を得る。この工程では、例えば、溶解・鋳造工程で得られた鋳塊を、７８０℃以上９５０℃以下などの温度範囲で、０．５時間以上２４時間以下などの保持時間にわたって加熱保持してもよい。
この工程では、後工程に悪影響を及ぼす不均一な組織、例えば鋳造時に非平衡的に生成した偏析など、を鋳塊から除去して均質な組織とする均質化処理を行い、均質化処理材を得る。この工程では、例えば、溶解・鋳造工程で得られた鋳塊を、７８０℃以上９５０℃以下などの温度範囲で、０．５時間以上２４時間以下などの保持時間にわたって加熱保持してもよい。
（３）予備加工工程
この工程では、均質化処理材を、後の時効間加工に用いるのに適した寸法となるように加工し、予備加工材を得る。この工程では、熱間加工だけを行ってもよいし、冷間加工だけを行ってもよいし、熱間加工と冷間加工の両方を行ってもよい。また、加工の種類は特に限定されず、例えば、圧延加工やプレス加工、押出し加工、引抜き加工、鍛造などとしてもよい。このうち、板形状に成形していくためには圧延加工が好ましい。
この工程では、均質化処理材を、後の時効間加工に用いるのに適した寸法となるように加工し、予備加工材を得る。この工程では、熱間加工だけを行ってもよいし、冷間加工だけを行ってもよいし、熱間加工と冷間加工の両方を行ってもよい。また、加工の種類は特に限定されず、例えば、圧延加工やプレス加工、押出し加工、引抜き加工、鍛造などとしてもよい。このうち、板形状に成形していくためには圧延加工が好ましい。
（４）溶体化処理工程
この工程では、ＣｕにＮｉやＳｎ（、Ｍｎ）が固溶した溶体化処理材を得る。この工程では、例えば、予備加工材を、７８０℃以上９５０℃以下などの温度範囲で、０．５時間以上６時間以下などの保持時間にわたって加熱保持し、その後、水冷や空冷などによって表面温度が例えば２０℃以下となるように冷却してもよい。この際には、可能な限り急冷することが好ましい。このとき好ましくは５０℃／ｓ以上の降温速度、より好ましくは１００℃／ｓ以上の降温速度である。
この工程では、ＣｕにＮｉやＳｎ（、Ｍｎ）が固溶した溶体化処理材を得る。この工程では、例えば、予備加工材を、７８０℃以上９５０℃以下などの温度範囲で、０．５時間以上６時間以下などの保持時間にわたって加熱保持し、その後、水冷や空冷などによって表面温度が例えば２０℃以下となるように冷却してもよい。この際には、可能な限り急冷することが好ましい。このとき好ましくは５０℃／ｓ以上の降温速度、より好ましくは１００℃／ｓ以上の降温速度である。
（５）第１時効処理工程
この工程では、溶体化処理材を用い、３００℃以上５００℃以下の温度範囲で時効処理を行い、第１時効処理材を得る。この時効処理は、ピーク時効処理又はそれより短時間の処理であることが好ましく、ピーク時効処理であることがより好ましい。ここで、ピーク時効処理とは、時効処理を行う温度で加熱保持したときにマイクロビッカース硬さ（以下単に硬さとも称する）が最大となる時間まで加熱保持を行う時効処理をいう。なお、硬さが最大となる時間を厳密に求めることは困難であることから、本願では、最大の硬さの９０％以上の硬さが得られる時間範囲で加熱保持する時効処理を、ピーク時効処理と呼ぶ。この工程において、時効処理を行う温度範囲は、３００℃以上５００℃以下であればよいが、このうち、４００℃以上が好ましく、４２０℃以上がより好ましい。スピノーダル分解状態からＤ０22規則相やＬ１2規則相などの化合物相が生成する温度だからである。また、５００℃以下が好ましく、４８０℃以下がより好ましい。Ｄ０22規則相やＬ１2規則相などの化合物相は生成するが、Ｄ０3平衡相は生成せず粒界反応が起こりにくい温度だからである。なお、Ｄ０22規則相、Ｌ１2規則相、Ｄ０3平衡相はすべて立方晶であり、これらはいずれも超格子構造をもつ（Ｃｕ，Ｎｉ）3Ｓｎ相であると考えられる。この工程において、時効処理を行う時間は、時効処理の温度や溶体化処理材の寸法などに応じて経験的に定めてもよく、例えば、３０分以上２４時間以下の範囲としてもよい。このうち、１時間以上が好ましく、２時間以上がより好ましい。処理する大きさによってＤ０22規則相やＬ１2規則相などの化合物相を生成するのに必要な時間だからである。また、１２時間以下が好ましく、６時間以下がより好ましい。処理する大きさによってＤ０22規則相やＬ１2規則相などの化合物相を生成するのに十分な時間だからである。
この工程では、溶体化処理材を用い、３００℃以上５００℃以下の温度範囲で時効処理を行い、第１時効処理材を得る。この時効処理は、ピーク時効処理又はそれより短時間の処理であることが好ましく、ピーク時効処理であることがより好ましい。ここで、ピーク時効処理とは、時効処理を行う温度で加熱保持したときにマイクロビッカース硬さ（以下単に硬さとも称する）が最大となる時間まで加熱保持を行う時効処理をいう。なお、硬さが最大となる時間を厳密に求めることは困難であることから、本願では、最大の硬さの９０％以上の硬さが得られる時間範囲で加熱保持する時効処理を、ピーク時効処理と呼ぶ。この工程において、時効処理を行う温度範囲は、３００℃以上５００℃以下であればよいが、このうち、４００℃以上が好ましく、４２０℃以上がより好ましい。スピノーダル分解状態からＤ０22規則相やＬ１2規則相などの化合物相が生成する温度だからである。また、５００℃以下が好ましく、４８０℃以下がより好ましい。Ｄ０22規則相やＬ１2規則相などの化合物相は生成するが、Ｄ０3平衡相は生成せず粒界反応が起こりにくい温度だからである。なお、Ｄ０22規則相、Ｌ１2規則相、Ｄ０3平衡相はすべて立方晶であり、これらはいずれも超格子構造をもつ（Ｃｕ，Ｎｉ）3Ｓｎ相であると考えられる。この工程において、時効処理を行う時間は、時効処理の温度や溶体化処理材の寸法などに応じて経験的に定めてもよく、例えば、３０分以上２４時間以下の範囲としてもよい。このうち、１時間以上が好ましく、２時間以上がより好ましい。処理する大きさによってＤ０22規則相やＬ１2規則相などの化合物相を生成するのに必要な時間だからである。また、１２時間以下が好ましく、６時間以下がより好ましい。処理する大きさによってＤ０22規則相やＬ１2規則相などの化合物相を生成するのに十分な時間だからである。
（６）時効間加工工程
この工程では、冷間加工を行い、時効間加工材を得る。本発明において、冷間加工とは、材料温度が２００℃以下となる温度域で行う加工をいう。冷間加工は、例えば、意図して加熱を行わず、常温で行うものとしてもよい。加工の種類は特に限定されず、例えば、圧延加工やプレス加工、押出し加工、引抜き加工、あるいは鍛造などとしてもよい。このうち、板形状に成形していくためには圧延加工が好ましい。この冷間加工は、加工率が６０％を超え９９％以下となるように行うことが好ましい。このうち、７０％以上が好ましく、８０％以上がより好ましい。材料内部で転位密度が高まり、十分な加工硬化を得られる加工だからである。また９９％以下が好ましく、９５％以下がより好ましい。加工硬化が進み、加工効率が低下（例えば圧延の場合、必要な加工率までの加工に要する圧延パス回数が増大）してしまう場合があるからである。ここで、加工率Ｒ（％）は、加工前の断面積をＡ0（ｍｍ2）、加工後の断面積をＡ（ｍｍ2）とすると、Ｒ＝（Ａ0−Ａ）×１００／Ａ0の式から求められる。なお、圧延を行う場合、加工率Ｒ（％）は、圧延前の板厚をｔ0（ｍｍ）、圧延後の板厚をｔ（ｍｍ）とすると、Ｒ＝（ｔ0−ｔ）×１００／ｔ0の式から求めてもよい。
この工程では、冷間加工を行い、時効間加工材を得る。本発明において、冷間加工とは、材料温度が２００℃以下となる温度域で行う加工をいう。冷間加工は、例えば、意図して加熱を行わず、常温で行うものとしてもよい。加工の種類は特に限定されず、例えば、圧延加工やプレス加工、押出し加工、引抜き加工、あるいは鍛造などとしてもよい。このうち、板形状に成形していくためには圧延加工が好ましい。この冷間加工は、加工率が６０％を超え９９％以下となるように行うことが好ましい。このうち、７０％以上が好ましく、８０％以上がより好ましい。材料内部で転位密度が高まり、十分な加工硬化を得られる加工だからである。また９９％以下が好ましく、９５％以下がより好ましい。加工硬化が進み、加工効率が低下（例えば圧延の場合、必要な加工率までの加工に要する圧延パス回数が増大）してしまう場合があるからである。ここで、加工率Ｒ（％）は、加工前の断面積をＡ0（ｍｍ2）、加工後の断面積をＡ（ｍｍ2）とすると、Ｒ＝（Ａ0−Ａ）×１００／Ａ0の式から求められる。なお、圧延を行う場合、加工率Ｒ（％）は、圧延前の板厚をｔ0（ｍｍ）、圧延後の板厚をｔ（ｍｍ）とすると、Ｒ＝（ｔ0−ｔ）×１００／ｔ0の式から求めてもよい。
（７）第２時効処理工程
この工程では、３００℃以上５００℃以下の温度範囲で時効処理を行い、第２時効処理材を得る。この工程では、第１時効処理工程の時効処理よりも短時間の時効処理を行うことが好ましい。こうすれば、過時効状態となりにくいため、機械的強度を高めるのに適している。時効処理温度は、３００℃以上５００℃以下であればよいが、４００℃以上が好ましく、４２０℃以上がより好ましい。スピノーダル分解状態からＤ０22規則相やＬ１2規則相などの化合物相が生成する温度だからである。また、５００℃以下が好ましく、４８０℃以下がより好ましい。Ｄ０22規則相やＬ１2規則相などの化合物相は生成するが、Ｄ０3平衡相は生成せず粒界反応が起こりにくい温度だからである。また、この時効処理温度は、第１時効処理工程の時効処理温度と同じかそれ以下であることが好ましい。時効処理温度は第１時効処理工程の時効処理温度より高温としてもよいが、その場合、より短時間の時効処理をすることが好ましい。この工程において、時効処理を行う時間は、時効処理の温度や時効間加工材の寸法、時効間加工工程における加工率などに応じて経験的に定めてもよく、例えば、１５分以上１２時間以下の範囲としてもよい。このうち、３０分以上が好ましく、１時間以上がより好ましい。処理する大きさによって、加工により導入された転位の周囲にＳｎが拡散して固定化し、あるいはＤ０22規則相やＬ１2規則相などの化合物相を生成するのに必要な時間だからである。また、６時間以下が好ましく、３時間以下がより好ましい。処理する大きさによって、Ｓｎの拡散やＤ０22規則相やＬ１2規則相などの化合物相を生成するのに十分な時間だからである。
この工程では、３００℃以上５００℃以下の温度範囲で時効処理を行い、第２時効処理材を得る。この工程では、第１時効処理工程の時効処理よりも短時間の時効処理を行うことが好ましい。こうすれば、過時効状態となりにくいため、機械的強度を高めるのに適している。時効処理温度は、３００℃以上５００℃以下であればよいが、４００℃以上が好ましく、４２０℃以上がより好ましい。スピノーダル分解状態からＤ０22規則相やＬ１2規則相などの化合物相が生成する温度だからである。また、５００℃以下が好ましく、４８０℃以下がより好ましい。Ｄ０22規則相やＬ１2規則相などの化合物相は生成するが、Ｄ０3平衡相は生成せず粒界反応が起こりにくい温度だからである。また、この時効処理温度は、第１時効処理工程の時効処理温度と同じかそれ以下であることが好ましい。時効処理温度は第１時効処理工程の時効処理温度より高温としてもよいが、その場合、より短時間の時効処理をすることが好ましい。この工程において、時効処理を行う時間は、時効処理の温度や時効間加工材の寸法、時効間加工工程における加工率などに応じて経験的に定めてもよく、例えば、１５分以上１２時間以下の範囲としてもよい。このうち、３０分以上が好ましく、１時間以上がより好ましい。処理する大きさによって、加工により導入された転位の周囲にＳｎが拡散して固定化し、あるいはＤ０22規則相やＬ１2規則相などの化合物相を生成するのに必要な時間だからである。また、６時間以下が好ましく、３時間以下がより好ましい。処理する大きさによって、Ｓｎの拡散やＤ０22規則相やＬ１2規則相などの化合物相を生成するのに十分な時間だからである。
本発明の銅合金は、引張強さが１１００ＭＰａ以上であることが好ましく、１２００ＭＰａ以上であることがより好ましく、１３００ＭＰａ以上であることがさらに好ましい。また、０．２％耐力が１０５０ＭＰａ以上であることが好ましく、１１５０ＭＰａ以上であることがより好ましく、１２５０ＭＰａ以上であることがさらに好ましい。また、マイクロビッカース硬さが４００Ｈｖ以上であることが好ましく、４１０Ｈｖ以上であることがより好ましく、４２０Ｈｖ以上であることがさらに好ましい。これらのうちの１つ以上を満たすものでは、機械的強度が特に高いといえる。引張強さの上限は特に限定されないが、例えば１５００ＭＰａ以下としてもよい。また、０．２％耐力の上限は特に限定されないが、例えば１４５０ＭＰａ以下としてもよい。また、マイクロビッカース硬さの上限は特に限定されないが、例えば４８０Ｈｖ以下としてもよい。
この銅合金は、０．２％耐力の８０％の応力を２００℃の雰囲気内で１００時間負荷した後の応力緩和率が２０％以下であることが好ましく、１５％以下であることがより好ましく、１０％以下であることがさらに好ましい。こうしたものでは、耐熱性の劣化を特に抑制できるといえる。応力緩和率の下限は特に限定されないが、例えば０．０１％以上としてもよい。
この銅合金は、転位密度が８．０×１０14ｍ-2以上であることが好ましく、１．０×１０15ｍ-2以上であることがより好ましく、１．２×１０15ｍ-2以上であることがさらに好ましい。このように転位密度が高いものでは、機械的強度をより高めることができる。転位密度の上限は特に限定されないが、例えば１．０×１０16ｍ-2以下としてもよい。また、この銅合金は、組織全体に変形双晶が満遍なく導入されていることが好ましい。変形双晶が結晶粒界と同様の役割を果たし、転位の移動を抑制することなどにより、機械的強度を高めたり、耐熱性の低下を抑制したりするのに適しているからである。このとき、変形双晶の平均双晶境界間隔が、５μｍ以下であることが好ましく、１μｍ以下であることがより好ましく、０．１μｍ以下であることがさらに好ましい。また、この銅合金は、Ｄ０22規則相及びＬ１2規則相が形成されており、スピノーダル分解に起因する濃度変調組織が観察されないことが好ましい。一般的なＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ系銅合金においては、スピノーダル分解に起因する濃度変調組織によって応力緩和特性が向上すると考えられているが、そうしたものとは異なる機構によって応力緩和特性を高めることができるからである。
この銅合金は、一定のひずみ速度で変形させたときに、応力−ひずみ線図において、降伏点で一旦応力の急激な減少が起こること、すなわち、降伏現象を示すことが好ましい。この現象は、コットレル雰囲気によって転位が固着していることを示すと考えられる。また、この銅合金は、一定のひずみ速度で変形させたときに、応力−ひずみ線図において、セレーションが確認されることが好ましい。この現象も、コットレル雰囲気によって転位が固着していることを示すと考えられる。転位が固着することによって、機械的特性が向上し、耐熱性の劣化を抑制できると考えられる。
この銅合金は、導電率が５％ＩＡＣＳ以上であることが好ましく、６％ＩＡＣＳ以上であることがより好ましい。銅合金には、導電性が求められる用途が多く、そうした用途に用いるのに適しているからである。なお、ここでいう導電率は、常温（通常は２０℃）における焼き鈍した万国標準軟銅の導電率を１００％としたときの相対比で導電率を表したものであり、単位として％ＩＡＣＳを用いる。
この銅合金の製造方法及び銅合金では、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ系銅合金において、機械的強度をより高め、耐熱性の劣化を抑制できる。こうした効果が得られる理由は、以下のように推察される。まず、溶体化処理材に対してピーク時効処理を行うと、Ｄ０22規則相やＬ１2規則相などの化合物相が複合的に析出し、析出硬化により機械的強度が向上する。続いて冷間加工を行うと、転位密度が増加したり変形双晶（１次および２次双晶）が生じることにより、機械的強度がさらに向上する。例えば、１次双晶の幅が１５０ｎｍ以上の広い場所では２次双晶が１次双晶と７１度の方向に生成することから、１次双晶だけ、または１次双晶を補完するように２次双晶が生成した結果、組織微細化が起こると考えられる。このような変形双晶の生成は、ピーク時効した後に圧延する場合に顕著となり、平均双晶境界間隔も小さくなる。しかし、応力が負荷された状態で高温になると、高密度の転位が容易に移動し耐熱性が劣化することがある。そこで、さらに時効処理を行うと、高密度化した転位の周囲にコットレル雰囲気ができて転位が固定化されることによって、耐熱性の劣化を抑制できる。このようにして、機械的強度をより高め、耐熱性の劣化を抑制できると考えられる。
なお、本発明は上述した実施形態に何ら限定されることはなく、本発明の技術的範囲に属する限り種々の態様で実施し得ることはいうまでもない。
例えば、上述した実施形態では、銅合金の製造方法は、（１）溶解・鋳造工程、（２）均質化処理工程、（３）予備加工工程、（４）溶体化処理工程、（５）第１時効処理工程、（６）時効間加工工程、（７）第２時効処理工程を含むものとしたが、これらの工程を全て含むものでなくてもよい。例えば、（１）〜（４）の各工程を省略し、別途用意した溶体化処理材を用いて、（５）以降の工程を行ってもよい。また、（２）や（３）の処理は、省略してもよいし、他の工程に置き換えてもよい。
以下では、本発明の銅合金を製造した具体例を実施例として説明する。
１．供試材の作製
（溶体化処理材の作製）
まず、１１５０℃窒素雰囲気中で高純度るつぼを用い、Ｃｕ−２１Ｎｉ−５．５Ｓｎ系銅合金を溶製した。次いで、熱間鍛造を行い鋳造組織の分塊と厚板状に形状寸法を整えた後に均質化処理、７０％冷間圧延、溶体化処理をこの順に行い、溶体化処理材を得た。溶体化処理は、真空中にて８００℃で３０分間保持し、水焼入れすることにより行った。
（溶体化処理材の作製）
まず、１１５０℃窒素雰囲気中で高純度るつぼを用い、Ｃｕ−２１Ｎｉ−５．５Ｓｎ系銅合金を溶製した。次いで、熱間鍛造を行い鋳造組織の分塊と厚板状に形状寸法を整えた後に均質化処理、７０％冷間圧延、溶体化処理をこの順に行い、溶体化処理材を得た。溶体化処理は、真空中にて８００℃で３０分間保持し、水焼入れすることにより行った。
（冷間圧延材の作製）
溶体化処理材を加工率５０％〜８０％まで冷間圧延し、５０％〜８０％の冷間圧延材を作製した（後述比較例１，２）。
溶体化処理材を加工率５０％〜８０％まで冷間圧延し、５０％〜８０％の冷間圧延材を作製した（後述比較例１，２）。
（ピーク時効時間の決定）
溶体化処理材について、４００℃で時効処理を行うときのピーク時効時間を以下のように求めた。まず、溶体化処理材を用い、４００℃にて所定時間、時効処理を行い、時効処理時間の異なる複数の試料を作製した。作製した各試料の硬さを測定し、時効処理時間と硬さとの関係を調べた。そして、硬さが最大となる時間をピーク時効時間とした。５０％〜８０％冷間圧延材についても同様に、４００℃で時効処理を行うときのピーク時効時間を求めた。図１は、Ｃｕ−２１Ｎｉ−５．５Ｓｎ系銅合金の時効処理時間とビッカース硬さとの関係を示すグラフである。なお、硬さの測定方法の詳細については後述する。
溶体化処理材について、４００℃で時効処理を行うときのピーク時効時間を以下のように求めた。まず、溶体化処理材を用い、４００℃にて所定時間、時効処理を行い、時効処理時間の異なる複数の試料を作製した。作製した各試料の硬さを測定し、時効処理時間と硬さとの関係を調べた。そして、硬さが最大となる時間をピーク時効時間とした。５０％〜８０％冷間圧延材についても同様に、４００℃で時効処理を行うときのピーク時効時間を求めた。図１は、Ｃｕ−２１Ｎｉ−５．５Ｓｎ系銅合金の時効処理時間とビッカース硬さとの関係を示すグラフである。なお、硬さの測定方法の詳細については後述する。
ここで、時効処理による組織変化を確認するため、溶体化処理材や５０％冷間圧延材、８０％冷間圧延材について、時効時間の異なる試料についてＴＥＭ観察及びＸ線回折を行った。図２は、溶体化処理材を４００℃で５分間保持（亜時効）した試料のＴＥＭ写真（ａ）及び［０１１］α制限視野電子回折像（ｂ）である。図３は、溶体化処理材を４００℃で１０時間保持（ピーク時効）した試料のＴＥＭ写真（ａ）及び［００１］α制限視野電子回折像（ｂ）である。図４は、溶体化処理材を４００℃で５０時間保持（過時効）した試料のＴＥＭ写真（ａ）及び［１１２］α制限視野電子回折像（ｂ）である。図２（ａ）では、＜００１＞方向に元素濃度の微細な周期的変動、即ち変調構造により＜１１０＞方向に平行な線状コントラストが見られた。また、図２（ｂ）において、母相の（００２）αと（００４）α回折斑点に注目した場合に、回折斑点は変調構造生成に起因して＜００１＞方向に僅かに伸びて木の葉状を呈していた。変調構造は溶質原子濃度が周期的に変動する微細な構造形態を持っており、これに起因してＸ線回折の主回折線に近接して両側に副極大をもつ回折強度（サイドバンド）が現れることが知られている。４００℃で５分間保持した試料のＸ線回折測定を行ったところ、主回折線に近接したサイドバンドが観察された。したがって、Ｃｕ−２１Ｎｉ−５．５Ｓｎ系銅合金では、時効初期に変調構造が生じていることがわかった。図３（ｂ）では、規則格子反射の存在が確認できた。解析を行ったところ、規則格子反射はＬ１2型規則相に対応することがわかった。規則格子反射は、時効の速い段階から認められ（図２（ａ）でも確認された）、時効が進むとともにより明瞭になった。このＬ１2型規則相は、変調構造によってもたらされたＳｎ原子濃度の高い領域に周期的に形成される準安定相である。Ｃｕ−２１Ｎｉ−５．５Ｓｎ系銅合金では、Ｌ１2型規則相が時効硬化に大きく寄与していると推察された。硬さが減少した過時効段階の様子を示す図４（ａ）では、粒界反応セルの形成が確認された。解析の結果、この粒界反応セルは平衡γ相であることが確認された。５０％冷間圧延材や８０％冷間圧延材でも同様の結果が得られた。
図１〜４より、ピーク時効をすることによって好適な組織が得られることがわかった。また、Ｃｕ−２１Ｎｉ−５．５Ｓｎ系銅合金の溶体化処理材のピーク時効時間は約１０時間であり、５０％冷間圧延材のピーク時効時間は５時間であり、８０％冷間圧延材のピーク時効時間は４時間であることがわかった。この結果を用いて、実施例１〜３及び比較例１〜３のＣｕ−２１Ｎｉ−５．５Ｓｎ系銅合金を作製した。
（他の溶体化処理材の作製）
また、Ｃｕ−１５Ｎｉ−８Ｓｎ系銅合金を溶製した。この合金を、熱間鍛造を行い鋳造組織の分塊と厚板状に形状寸法を整えた後に均質化処理、５０％冷間圧延、溶体化処理をこの順に行い、溶体化処理材を得た。溶体化処理は、真空中にて８７５℃で６０分間保持し、水焼入れすることにより行った。なお、Ｃｕ−１５Ｎｉ−８Ｓｎ系銅合金の溶体化処理材の平均結晶粒径ｄは５５（μｍ）であった。
また、Ｃｕ−１５Ｎｉ−８Ｓｎ系銅合金を溶製した。この合金を、熱間鍛造を行い鋳造組織の分塊と厚板状に形状寸法を整えた後に均質化処理、５０％冷間圧延、溶体化処理をこの順に行い、溶体化処理材を得た。溶体化処理は、真空中にて８７５℃で６０分間保持し、水焼入れすることにより行った。なお、Ｃｕ−１５Ｎｉ−８Ｓｎ系銅合金の溶体化処理材の平均結晶粒径ｄは５５（μｍ）であった。
（冷間圧延材の作製）
また、Ｃｕ−１５Ｎｉ−８Ｓｎ系銅合金の溶体化処理材を加工率５０％〜６０％まで冷間圧延し、５０％〜６０％の冷間圧延材を作製した（後述比較例４，５）。
また、Ｃｕ−１５Ｎｉ−８Ｓｎ系銅合金の溶体化処理材を加工率５０％〜６０％まで冷間圧延し、５０％〜６０％の冷間圧延材を作製した（後述比較例４，５）。
（ピーク時効時間の決定）
Ｃｕ−１５Ｎｉ−８Ｓｎ系銅合金の溶体化処理材について、４００℃で時効処理を行うときのピーク時効時間を以下のように求めた。まず、溶体化処理材を用い、４００℃にて所定時間、時効処理を行い、時効処理時間の異なる複数の試料を作製した。作製した各試料の硬さを測定し、時効処理時間と硬さとの関係を調べた。そして、硬さが最大となる時間をピーク時効時間とした。５０％〜６０％冷間圧延材についても同様に、４００℃で時効処理を行うときのピーク時効時間を求めた。その結果、Ｃｕ−２１Ｎｉ−５．５Ｓｎ系銅合金と同様に、ピーク時効をすることによって好適な組織が得られることがわかった。Ｃｕ−１５Ｎｉ−８Ｓｎ系銅合金の溶体化処理材のピーク時効時間は約１０時間であり、５０％冷間圧延材のピーク時効時間は４時間であり、６０％冷間圧延材のピーク時効時間は２時間であることがわかった。この結果を用いて、実施例４〜６及び比較例４〜７のＣｕ−１５Ｎｉ−８Ｓｎ系銅合金を作製した。
Ｃｕ−１５Ｎｉ−８Ｓｎ系銅合金の溶体化処理材について、４００℃で時効処理を行うときのピーク時効時間を以下のように求めた。まず、溶体化処理材を用い、４００℃にて所定時間、時効処理を行い、時効処理時間の異なる複数の試料を作製した。作製した各試料の硬さを測定し、時効処理時間と硬さとの関係を調べた。そして、硬さが最大となる時間をピーク時効時間とした。５０％〜６０％冷間圧延材についても同様に、４００℃で時効処理を行うときのピーク時効時間を求めた。その結果、Ｃｕ−２１Ｎｉ−５．５Ｓｎ系銅合金と同様に、ピーク時効をすることによって好適な組織が得られることがわかった。Ｃｕ−１５Ｎｉ−８Ｓｎ系銅合金の溶体化処理材のピーク時効時間は約１０時間であり、５０％冷間圧延材のピーク時効時間は４時間であり、６０％冷間圧延材のピーク時効時間は２時間であることがわかった。この結果を用いて、実施例４〜６及び比較例４〜７のＣｕ−１５Ｎｉ−８Ｓｎ系銅合金を作製した。
［実施例１］
まず、Ｃｕ−２１Ｎｉ−５．５Ｓｎ系銅合金の溶体化処理材を用い、ピーク時効処理（４００℃で１０時間保持）を行った（第１時効処理工程）。続いて、加工率８０％の冷間圧延を行った（時効間圧延工程）。さらに、４００℃で１５分間保持する時効処理を行った（第２時効処理工程）。こうして、実施例１の合金を作製した。
まず、Ｃｕ−２１Ｎｉ−５．５Ｓｎ系銅合金の溶体化処理材を用い、ピーク時効処理（４００℃で１０時間保持）を行った（第１時効処理工程）。続いて、加工率８０％の冷間圧延を行った（時効間圧延工程）。さらに、４００℃で１５分間保持する時効処理を行った（第２時効処理工程）。こうして、実施例１の合金を作製した。
［実施例２，３］
第２時効処理工程における４００℃での保持時間を３０分間とした以外は、実施例１と同様の工程を経て実施例２の合金を作製した。また、第２時効処理工程における４００℃での保持時間を１時間とした以外は、実施例１と同様の工程を経て実施例３の合金を作製した。
第２時効処理工程における４００℃での保持時間を３０分間とした以外は、実施例１と同様の工程を経て実施例２の合金を作製した。また、第２時効処理工程における４００℃での保持時間を１時間とした以外は、実施例１と同様の工程を経て実施例３の合金を作製した。
［実施例４］
Ｃｕ−１５Ｎｉ−８Ｓｎ系銅合金の溶体化処理材を用い、ピーク時効処理（４００℃で８時間保持）を行った（第１時効処理工程）。続いて、加工率５０％の冷間圧延を行った（時効間圧延工程）。さらに、４００℃で２０分間保持する時効処理を行った（第２時効処理工程）。こうして、実施例４の合金を作製した。
Ｃｕ−１５Ｎｉ−８Ｓｎ系銅合金の溶体化処理材を用い、ピーク時効処理（４００℃で８時間保持）を行った（第１時効処理工程）。続いて、加工率５０％の冷間圧延を行った（時効間圧延工程）。さらに、４００℃で２０分間保持する時効処理を行った（第２時効処理工程）。こうして、実施例４の合金を作製した。
［実施例５，６］
加工率６０％の冷間圧延を行い、第２時効処理工程における４００℃での保持時間を４０分間とした以外は、実施例４と同様の工程を経て実施例５の合金を作製した。また、第２時効処理工程における４００℃での保持時間を１時間とした以外は、実施例５と同様の工程を経て実施例６の合金を作製した。
加工率６０％の冷間圧延を行い、第２時効処理工程における４００℃での保持時間を４０分間とした以外は、実施例４と同様の工程を経て実施例５の合金を作製した。また、第２時効処理工程における４００℃での保持時間を１時間とした以外は、実施例５と同様の工程を経て実施例６の合金を作製した。
［比較例１，２］
Ｃｕ−２１Ｎｉ−５．５Ｓｎ系銅合金の５０％冷間圧延材を用い、第１時効処理（４００℃で５時間保持）を行った。こうして、比較例１の合金を作製した。また、Ｃｕ−２１Ｎｉ−５．５Ｓｎ系銅合金の８０％冷間圧延材を用い、第１時効処理（４００℃で４時間保持）を行った。こうして、比較例２の合金を作製した。
Ｃｕ−２１Ｎｉ−５．５Ｓｎ系銅合金の５０％冷間圧延材を用い、第１時効処理（４００℃で５時間保持）を行った。こうして、比較例１の合金を作製した。また、Ｃｕ−２１Ｎｉ−５．５Ｓｎ系銅合金の８０％冷間圧延材を用い、第１時効処理（４００℃で４時間保持）を行った。こうして、比較例２の合金を作製した。
［比較例３］
第２時効処理工程を省略した以外は、実施例１と同様の工程を経て比較例３の合金を作製した。
第２時効処理工程を省略した以外は、実施例１と同様の工程を経て比較例３の合金を作製した。
［比較例４、５］
Ｃｕ−１５Ｎｉ−８Ｓｎ系銅合金の５０％冷間圧延材を用い、第１時効処理（４００℃で４時間保持）を行った。こうして、比較例４の合金を作製した。また、Ｃｕ−１５Ｎｉ−８Ｓｎ系銅合金の６０％冷間圧延材を用い、第１時効処理（４００℃で２時間保持）を行った。こうして、比較例５の合金を作製した。
Ｃｕ−１５Ｎｉ−８Ｓｎ系銅合金の５０％冷間圧延材を用い、第１時効処理（４００℃で４時間保持）を行った。こうして、比較例４の合金を作製した。また、Ｃｕ−１５Ｎｉ−８Ｓｎ系銅合金の６０％冷間圧延材を用い、第１時効処理（４００℃で２時間保持）を行った。こうして、比較例５の合金を作製した。
［比較例６、７］
第１時効処理（４００℃で１０時間保持）を行ったのち、加工率５０％の冷間圧延を行い、第２時効処理工程を省略した以外は、実施例４と同様の工程を経て比較例６の合金を作製した。また、第１時効処理（４００℃で１０時間保持）を行ったのち、加工率６０％の冷間圧延を行い、第２時効処理工程を省略した以外は、実施例４と同様の工程を経て比較例７の合金を作製した。
第１時効処理（４００℃で１０時間保持）を行ったのち、加工率５０％の冷間圧延を行い、第２時効処理工程を省略した以外は、実施例４と同様の工程を経て比較例６の合金を作製した。また、第１時効処理（４００℃で１０時間保持）を行ったのち、加工率６０％の冷間圧延を行い、第２時効処理工程を省略した以外は、実施例４と同様の工程を経て比較例７の合金を作製した。
２．引張試験
ワイヤカット放電加工機を用いて、平行部寸法が２０ｍｍ（長さ）×６ｍｍ（幅）×０．２５ｍｍ（厚さ）の板状型付き試験片を作製した。そして、引張試験機（ＡＵＴＯＧＲＡＰＨ ＡＧ−Ｘ）を用い、室温大気中、初期ひずみ速度５×１０-3／秒の条件で引張試験を行った。この引張試験は、ＪＩＳＺ２２０１に準じて行った。
ワイヤカット放電加工機を用いて、平行部寸法が２０ｍｍ（長さ）×６ｍｍ（幅）×０．２５ｍｍ（厚さ）の板状型付き試験片を作製した。そして、引張試験機（ＡＵＴＯＧＲＡＰＨ ＡＧ−Ｘ）を用い、室温大気中、初期ひずみ速度５×１０-3／秒の条件で引張試験を行った。この引張試験は、ＪＩＳＺ２２０１に準じて行った。
３．硬さ測定
マイクロビッカース硬度計により、２．９Ｎ、１０ｓｅｃの条件で硬さを測定した。この際、圧延方向に垂直な板厚断面の中央部において各試料で１０ヶ所測定を行い、平均値を求めた。この硬さ測定は、ＪＩＳＺ２２４４に準じて行った。
マイクロビッカース硬度計により、２．９Ｎ、１０ｓｅｃの条件で硬さを測定した。この際、圧延方向に垂直な板厚断面の中央部において各試料で１０ヶ所測定を行い、平均値を求めた。この硬さ測定は、ＪＩＳＺ２２４４に準じて行った。
４．応力緩和試験（耐熱性試験）
応力緩和試験は、銅及び銅合金薄板条の曲げによる応力緩和試験法（日本伸銅協会技術基準ＪＣＢＡ Ｔ３０９：２００１（仮））に準じ、スパン長さ３０ｍｍの片持ち梁方式を採用して行った。具体的には、図５に示すように試験治具を用いて試験片端部を固定し、たわみ変位付加用ボルトで試験片に初期たわみ変位δ0を与えた。初期たわみ変位は、式（１）を用いて算出した。
δ0＝σＬ2／１．５ＥＨ ・・・（１）
ここで、σは常温での０．２％耐力の８０％の応力（Ｎ／ｍｍ2）、Ｌはスパン長さ（ｍｍ）、Ｈは試験片の厚さ（ｍｍ）、Ｅはヤング率（Ｎ／ｍｍ2）である。
応力緩和試験は、銅及び銅合金薄板条の曲げによる応力緩和試験法（日本伸銅協会技術基準ＪＣＢＡ Ｔ３０９：２００１（仮））に準じ、スパン長さ３０ｍｍの片持ち梁方式を採用して行った。具体的には、図５に示すように試験治具を用いて試験片端部を固定し、たわみ変位付加用ボルトで試験片に初期たわみ変位δ0を与えた。初期たわみ変位は、式（１）を用いて算出した。
δ0＝σＬ2／１．５ＥＨ ・・・（１）
ここで、σは常温での０．２％耐力の８０％の応力（Ｎ／ｍｍ2）、Ｌはスパン長さ（ｍｍ）、Ｈは試験片の厚さ（ｍｍ）、Ｅはヤング率（Ｎ／ｍｍ2）である。
続いて、試験治具ごと電気炉内で２００℃の窒素雰囲気にて保持した。１００時間経過後、試験片の永久たわみ変位δtを測定し、式（２）を用いて応力緩和率Ｒ（％）を算出した。
Ｒ＝（δt／δ0）×１００ ・・・（２）
Ｒ＝（δt／δ0）×１００ ・・・（２）
５．導電率測定
ＪＩＳＨ０５０５に準じて供試材の体積抵抗ρを測定し、焼き鈍した万国標準軟銅の抵抗値（１．７２４１μΩｃｍ）との比を計算して導電率（％ＩＡＣＳ）に換算した。換算には、以下の式を用いた。導電率γ（％ＩＡＣＳ）＝１．７２４１÷体積抵抗ρ×１００。
ＪＩＳＨ０５０５に準じて供試材の体積抵抗ρを測定し、焼き鈍した万国標準軟銅の抵抗値（１．７２４１μΩｃｍ）との比を計算して導電率（％ＩＡＣＳ）に換算した。換算には、以下の式を用いた。導電率γ（％ＩＡＣＳ）＝１．７２４１÷体積抵抗ρ×１００。
６．光学顕微鏡観察
光学顕微鏡観察用試料の試験片表面は、エメリーペーパー（＃４００〜＃２０００）で研磨後、アルミナを使用したバフ研磨を行い、鏡面に仕上げた。そして、光学顕微鏡（ＯＬＹＭＰＵＳ製ＢＸ５１Ｍ）を用いて表面組織を観察した。また、圧延面に垂直で圧延方向に平行な断面を撮影した光学顕微鏡写真から、圧延方向に垂直な方向の粒界の平均間隔を平均結晶粒径ｄ（μｍ）として求めた。実施例１〜３及び比較例２と３ではｄ＝１０μｍであり、比較例１ではｄ＝３０μｍであった。また、実施例４〜６及び比較例６と７ではｄ＝１５μｍであり、比較例４ではｄ＝２７μｍであり、比較例５ではｄ＝２２μｍであった。
光学顕微鏡観察用試料の試験片表面は、エメリーペーパー（＃４００〜＃２０００）で研磨後、アルミナを使用したバフ研磨を行い、鏡面に仕上げた。そして、光学顕微鏡（ＯＬＹＭＰＵＳ製ＢＸ５１Ｍ）を用いて表面組織を観察した。また、圧延面に垂直で圧延方向に平行な断面を撮影した光学顕微鏡写真から、圧延方向に垂直な方向の粒界の平均間隔を平均結晶粒径ｄ（μｍ）として求めた。実施例１〜３及び比較例２と３ではｄ＝１０μｍであり、比較例１ではｄ＝３０μｍであった。また、実施例４〜６及び比較例６と７ではｄ＝１５μｍであり、比較例４ではｄ＝２７μｍであり、比較例５ではｄ＝２２μｍであった。
７．透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察
透過型電子顕微鏡（日本電子製ＪＥＯＬ２０００ＥＸ）を用いて、加速電圧２００ｋＶにて内部組織観察を行った。ＴＥＭ観察用試料は、機械研磨によって約０．２ｍｍの厚さまで研磨後、直径３ｍｍの小片を切り出した。その後、電解研磨装置（ケミカル山本社製Ｅｃｏｐｏｌ）を使用して電解研磨を施し、薄膜試料を作製した。電界研磨液は硝酸：メタノール＝１：４を用いた。Ｅｃｏｐｏｌ使用条件は電圧２０．０Ｖ（作動中は１３．５Ｖ）、試料と電極の距離０．２５ｍｍ、電解研磨条件は電圧６．０Ｖ、電流０．１Ａ、液温−３０℃で行った。透過型電子顕微鏡により観察される変形双晶は転位の運動に対して結晶粒界と同様な役割を示すことが知られているので、実施例１〜６と比較例３、６、７ではＴＥＭ写真から得られた平均双晶境界間隔を平均結晶粒径ｄとした。なお、比較例１と２では変形双晶が局所的で双晶境界間隔が測定できなかったことと変形双晶の量が少ないため、平均結晶粒径そのものをｄとした。
透過型電子顕微鏡（日本電子製ＪＥＯＬ２０００ＥＸ）を用いて、加速電圧２００ｋＶにて内部組織観察を行った。ＴＥＭ観察用試料は、機械研磨によって約０．２ｍｍの厚さまで研磨後、直径３ｍｍの小片を切り出した。その後、電解研磨装置（ケミカル山本社製Ｅｃｏｐｏｌ）を使用して電解研磨を施し、薄膜試料を作製した。電界研磨液は硝酸：メタノール＝１：４を用いた。Ｅｃｏｐｏｌ使用条件は電圧２０．０Ｖ（作動中は１３．５Ｖ）、試料と電極の距離０．２５ｍｍ、電解研磨条件は電圧６．０Ｖ、電流０．１Ａ、液温−３０℃で行った。透過型電子顕微鏡により観察される変形双晶は転位の運動に対して結晶粒界と同様な役割を示すことが知られているので、実施例１〜６と比較例３、６、７ではＴＥＭ写真から得られた平均双晶境界間隔を平均結晶粒径ｄとした。なお、比較例１と２では変形双晶が局所的で双晶境界間隔が測定できなかったことと変形双晶の量が少ないため、平均結晶粒径そのものをｄとした。
８．格子定数及び転位密度の測定
Ｘ線回折装置（理学電機製ＲＩＮＴ２５００）を用いて、Ｃｕ管球、管電圧４０ｋＶ、管電流２００ｍＡの条件のもとでＸ線回折測定を行い、Ｃｕ母相の格子定数及び転位密度を以下のように測定した。各面からの回折ピークより求めた格子定数の値をｃｏｓ2θ／ｓｉｎθの関数により外挿し、得られた値を最終的な格子定数として採用した。この格子定数は、実施例１〜３及び比較例１〜３のすべてにおいて、約０．３６１８ｎｍであった。また、（１１１）、（２２０）、（３１１）反射面からの回折ピークの幅（半値幅）より、補正されたＷｉｌｌｉａｍｓｏｎ−Ｈａｌｌ法（T. Kunieda, M. Nakai, Y. Murata,T. Koyama, M. Morinaga: ISIJ Int. 45(2005),1909-1914参照）を用いてひずみを求め、転位密度に換算した。Ｘ線回折用試料は、＃２０００のエメリーペーパー及び６μｍ〜３μｍのバフを用いた機械研磨を施し、試料表面が鏡面状態となるようにした。なお、このとき、試料の面出しは十分に行い、偏心による誤差を小さくした。
Ｘ線回折装置（理学電機製ＲＩＮＴ２５００）を用いて、Ｃｕ管球、管電圧４０ｋＶ、管電流２００ｍＡの条件のもとでＸ線回折測定を行い、Ｃｕ母相の格子定数及び転位密度を以下のように測定した。各面からの回折ピークより求めた格子定数の値をｃｏｓ2θ／ｓｉｎθの関数により外挿し、得られた値を最終的な格子定数として採用した。この格子定数は、実施例１〜３及び比較例１〜３のすべてにおいて、約０．３６１８ｎｍであった。また、（１１１）、（２２０）、（３１１）反射面からの回折ピークの幅（半値幅）より、補正されたＷｉｌｌｉａｍｓｏｎ−Ｈａｌｌ法（T. Kunieda, M. Nakai, Y. Murata,T. Koyama, M. Morinaga: ISIJ Int. 45(2005),1909-1914参照）を用いてひずみを求め、転位密度に換算した。Ｘ線回折用試料は、＃２０００のエメリーペーパー及び６μｍ〜３μｍのバフを用いた機械研磨を施し、試料表面が鏡面状態となるようにした。なお、このとき、試料の面出しは十分に行い、偏心による誤差を小さくした。
９．実験結果
表１に、実施例１〜６及び比較例１〜７の、引張強さ、０．２％耐力、伸び、硬さ、応力緩和率、導電率、結晶粒径、転位密度を示した。表１より、機械的強度の面では、比較例１，２よりも比較例３及び実施例１〜３が優れていることがわかった。同様に、機械的強度の面では、比較例４，５よりも比較例６、７及び実施例４〜６が優れていることがわかった。また、耐熱性の面では、実施例１〜３では、比較例１，２よりは劣るものの、比較例３よりも優れていることがわかった。同様に、耐熱性の面では、実施例４〜６では、比較例４，５よりは劣るものの、比較例６よりも優れていることがわかった。以上より、本願の実施例１〜６では、機械的強度をより高め、耐熱性の劣化を抑制できることがわかった。また、導電率も、比較例のものと同等であり、導電率の劣化を抑制できることがわかった。
表１に、実施例１〜６及び比較例１〜７の、引張強さ、０．２％耐力、伸び、硬さ、応力緩和率、導電率、結晶粒径、転位密度を示した。表１より、機械的強度の面では、比較例１，２よりも比較例３及び実施例１〜３が優れていることがわかった。同様に、機械的強度の面では、比較例４，５よりも比較例６、７及び実施例４〜６が優れていることがわかった。また、耐熱性の面では、実施例１〜３では、比較例１，２よりは劣るものの、比較例３よりも優れていることがわかった。同様に、耐熱性の面では、実施例４〜６では、比較例４，５よりは劣るものの、比較例６よりも優れていることがわかった。以上より、本願の実施例１〜６では、機械的強度をより高め、耐熱性の劣化を抑制できることがわかった。また、導電率も、比較例のものと同等であり、導電率の劣化を抑制できることがわかった。
図６に、比較例１〜３の応力ひずみ線図を示す。図６において、比較例１〜３のいずれにおいても、ひずみが２％以上となる付近からセレーションが確認された。これは、ＳｎやＮｉなどの固溶原子によるコットレル雰囲気が形成されたことにより、転位の易動度が低下したことを示すものと推察された。実施例１〜３でも、同様のセレーションが確認された。また、図６において、比較例１，２では降伏現象が確認されたが、比較例３では降伏現象が確認されなかった。これは、比較例３のものでは、時効後に冷間圧延を行ったことによって、可動転位が増加したためと推察された。また、図示は省略するが、実施例３のものでは、比較例１，２と同様に降伏現象が確認されたが、実施例１と２では明瞭な降伏現象は観察されなかった。実施例３で降伏現象が確認されたのは、圧延後に時効処理を行うことによって、新たにコットレル雰囲気が形成され、可動転位が固着したためと推察された。一方、実施例１と２で明瞭な降伏現象が現れなかったのは、新たに形成されたコットレル雰囲気が実施例３の場合より少なく、その結果、可動転位の固着力が実施例３ほど強くなかったためと推察される。
図７に、比較例１〜３の応力緩和試験結果を示す。図７では、横軸に保持時間を、縦軸に応力緩和率を示した。図７より、比較例１〜３のいずれにおいても、応力緩和率は初期段階で急激に増加し、徐々にその増加割合は小さくなり、最終的にほぼ一定値となった。実施例１〜３でも同様に、応力緩和率は初期段階で急激に増加し、徐々にその増加割合は小さくなり、最終的にほぼ一定値となった。
図８に、比較例１の光学顕微鏡写真（ａ）及び比較例３の光学顕微鏡写真（ｂ）を示す。図８（ａ）より、比較例１には、変形双晶が局所的に導入されていることがわかった。比較例２では、図８（ａ）と同様の組織が確認された。図８（ｂ）より、比較例３では、試料全域に高密度に変形双晶が存在することがわかった。実施例１〜３では、図８（ｂ）と同様の組織が確認された。
図９に、比較例１の変形双晶のＴＥＭ写真（ａ）及び［０１１］α制限視野電子回折像（ｂ）を示す。図９（ａ）より、比較例１には、変形双晶が局所的に導入されていることがわかった。図９（ｂ）では、２つの［０１１］回折パターンが重なって現れた。それらは｛１１１｝に関して鏡面対象でありそれぞれのパターンに対応する結晶が互いに双晶関係となることがわかった。実施例１〜３や比較例２，３でも、同様であった。
図１０に、Ｃｕ−２１Ｎｉ−５．５Ｓｎ系銅合金の溶体化処理材（ただし、処理時間４．５分）に、４５０℃で１５０分間保持する時効処理を行った試料のＴＥＭ像（ａ）、制限視野電子回折像（ｂ）及び、制限視野電子回折像の模式図（ｃ）を示す。図１０に示すように、この試料では、Ｌ１2規則相とＤ０22相の析出が確認された。このことから、本願の銅合金では、処理条件によっては、Ｌ１2規則相だけでなくＤ０22規則相も析出することがわかった。
次に、実施例４〜６及び比較例４〜７のＣｕ−１５Ｎｉ−８Ｓｎ系銅合金の応力緩和試験を行った。その結果、図６のＣｕ−２１Ｎｉ−５．５Ｓｎ系銅合金と同様に、いずれの試料においても、ひずみが２％以上となる付近からセレーションが確認された。これは、ＳｎやＮｉなどの固溶原子によるコットレル雰囲気が形成されたことにより、転位の易動度が低下したことを示すものと推察された。また、実施例６、比較例５では降伏現象が確認されたが、比較例７では降伏現象が確認されなかった。これは、比較例７では、時効後に冷間圧延を行った段階で高密度の転位の周辺にはコットレル雰囲気が形成されていないためであると推察された。実施例６で降伏現象が確認されたのは、圧延後に時効処理を行うことによって、新たにコットレル雰囲気が形成され、可動転位が固着したためと推察された。
図１１に、比較例５の変形双晶のＴＥＭ写真（ａ）及び［０１１］α制限視野電子回折像（ｂ）を示す。比較例５には、変形双晶が局所的に導入されていることがわかった。また、図１２に、比較例７の変形双晶のＴＥＭ写真（ａ）及び［０１１］α制限視野電子回折像（ｂ）を示す。比較例６、７では、変形双晶が局所的に導入されており、且つ変形双晶には、主たる双晶に対し、これと異なる方位（７１度）に従たる双晶が認められた。以下、主たるものを１次双晶とし、従たるものを２次双晶と称する。比較例６，７の１次双晶の境界間隔は、１０〜４００ｎｍに分布しており、１次双晶境界間隔が１５０ｎｍ以上であるＣｕ母相中だけに２次双晶が確認された。この双晶境界間隔の測定結果より、溶体化処理後に冷間圧延を行った比較例４，５に比して、溶体化処理後に第１時効処理及び冷間圧延を行った比較例６，７の方が双晶境界間隔が極めて小さく、双晶境界密度が高いことがわかった。
以上のことから、本願の銅合金の製造方法によって、機械的強度をより高め、耐熱性の劣化を抑制できる理由は、以下のように推察された。第１時効処理工程では、時効処理によって、Ｄ０22規則相とＬ１2規則相、すなわち変態途中にある（Ｎｉ，Ｃｕ）3Ｓｎの複合的な化合物相が析出した組織を作る。続く時効間加工（時効間圧延）により、転位密度を増やすとともに、析出で硬くなったＣｕ母相内に満遍なく変形双晶を導入してさらに強度を上げる。ここまでで高強度は得られるが、高密度になった転位が２００℃の雰囲気下では可動状態（応力緩和が容易に起こる状態）になることがある。第２時効処理工程では、こうした可動状態の転位を固着する。このとき、例えば、低融点のＳｎ原子が、Ｃｕ母相の格子がひずんでいる高密度転位の周りに固着するように高速拡散することで、転位が動けない状態にする。このようにして、機械的強度をより高めると同時に耐熱性の劣化を抑制できると考えられる。
この出願は、２０１３年６月４日に出願された日本国特許出願第２０１３−１１７６３４号を優先権主張の基礎としており、引用によりその内容の全てが本明細書に含まれる。
本発明は、銅合金に関連する分野に利用可能である。
Claims (5)
- ３質量％以上２５質量％以下のＮｉと、３質量％以上９質量％以下のＳｎと、０．０５質量％以上０．５質量％以下のＭｎと、残部が銅及び不可避的不純物であるＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ系銅合金の製造方法であって、
溶体化処理を行った溶体化処理材を用い、３００℃以上５００℃以下の温度範囲且つ３０分以上２４時間以下の範囲でピーク時効処理を行う第１時効処理工程と、
前記第１時効処理工程の後に加工率が６０％を超え９９％以下となるように冷間加工を行う時効間加工工程と、
前記時効間加工工程の後に３００℃以上５００℃以下の温度範囲で１５分以上１２時間以下の範囲で前記第１時効処理工程の時効処理よりも短時間の時効処理を行う第２時効処理工程と、を含み、
引張強さが１２００ＭＰａ以上、０．２％耐力が１１５０ＭＰａ以上、マイクロビッカース硬さが４００Ｈｖ以上、０．２％耐力の８０％応力を２００℃の雰囲気内で１００時間負荷した後の応力緩和率が１０％以下である銅合金を製造する、銅合金の製造方法。 - 前記冷間加工は、冷間圧延である、請求項１に記載の銅合金の製造方法。
- ３質量％以上２５質量％以下のＮｉと、３質量％以上９質量％以下のＳｎと、０．０５質量％以上０．５質量％以下のＭｎと、残部が銅及び不可避的不純物であるＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ系銅合金であって、
引張強さが１２００ＭＰａ以上、０．２％耐力が１１５０ＭＰａ以上、マイクロビッカース硬さが４００Ｈｖ以上、０．２％耐力の８０％応力を２００℃の雰囲気内で１００時間負荷した後の応力緩和率が１０％以下である、銅合金。 - 転位密度が１．０×１０15ｍ-2以上である、請求項３に記載の銅合金。
- 降伏現象を示す、請求項３又は４に記載の銅合金。
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