JPH02129351A

JPH02129351A - 高強度銅合金の製造方法

Info

Publication number: JPH02129351A
Application number: JP28062588A
Authority: JP
Inventors: Takatsugu Kusakawa; 草川　隆次; Kimio Hashizume; 橋爪　公男; Shoji Murakami; 村上　省自; Takefumi Ito; 武文伊藤; Katsuyoshi Wakamoto; 若本　勝嘉; Masazumi Iwase; 岩瀬　正純; Hiroshi Okumura; 奥村　博司
Original assignee: Mitsubishi Electric Corp
Current assignee: Mitsubishi Electric Corp
Priority date: 1988-11-07
Filing date: 1988-11-07
Publication date: 1990-05-17

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】Ｃｆｉ業上の利用分野）この発明は、特にスイッチ、リレー等の縁返し応力が負
荷される部分に使用するのに適した疲れ特性の良好な高
強度銅合金の製造方法に関するものである。

〔従来の技術〕

従来より、ばね材として一般的に使用されている高強度
合金の代表的なものとしては、例えば、雑誌：伸銅技術
研究会誌　Ｖｏｌ、９（１９７０）Ｐ１０９〜Ｐ１１６
に示されているＣｌ７２０合金（ベリリクム銅合金）が
ある。一方、比較的安価なものとしては、Ｃｕ中にＳｎ
と微量のＰを含有するりん青銅系合金がある。

〔発明が解決しようとする課題〕

これらのうち、Ｃ１７２０合金は、機械的特性と加工性
において優れているが、資源として希少で高価なりｅを
使用するので、コスト面で高くつくという問題があった
。

一方、りん青銅系合金の機械的特性は、例えば、刊行物
：　Ａ　Ｓ　Ｔ　Ｍ　５ｐｅｃ、Ｔｅｃｈ、Ｐｕｂ、Ｎ
ｏ。

１８３　（１９５６）にも示されているように、Ｓｎ含
有量の増加につれて向上する傾向を有する。しかし、Ｓ
ｎ含有量が多くなると、逆偏析現象が出現し易くなった
り、Ｃｕ３　Ｓｎ２などの硬くて脆い化合物相の晶出に
より加工性が低下することなどから、その上限が９％に
規定されている。Ｐについても、造塊時にＣｕ３　Ｐな
どの化合物相が生成すると加工性が極端に悪化するため
、脱酸剤としてのみ添加され、その含有量はＪＩＳ　　
Ｈ３１１０においても０．３５％以下に限定されている
。このため、Ｃ１７２０合金との特性差が可成り大きい
という問題があった。

この発明は、このような従来の問題点を解決するために
なされたもので、資源として希少で安定供給を受けにく
い高価なりｅを使用しなくても、安価で機械的特性と加
工性に優れ、ばね材として十分な特性を存する高強度銅
合金を得ることができる同合金の製造方法を提供するこ
とを目的とする。

〔課題を解決するための手段〕

（１）この発明に係る高強度銅合金の製造方法は、重量
比にて、Ｓｎが３〜１５％、Ｐが０．３５〜３．０％、
残部がＣｕからなる溶湯金属を、１０２℃／　ｓ　ｅ　
ｃ以上１０６℃／　ｓ　ｅ　ｃ未満の冷却速度で急冷凝
固させながら連続的に鋳塊を製造する方法である（以下
、第１の発明という。）（２）また、この発明に係る高強度鋼合金の製造方法は
、重量比にて、Ｓｎが３〜１５％、Ｐが０．３５〜３．
０％、下記成分のうちの少なくとも１つの成分が合計で
０．０１〜１．０％、残部がＣｕからなる溶湯金属を、
１０２℃／　ｓ　ｅ　ｃ以上１０６℃／　ｓ　ｅ　ｃ未
満の冷却速度で急冷凝固させながら連続的に鋳塊を製造
する方法である（以下、第２の発明という）。

５ｉ＝Ｊ、０１　　〜０．５９６　　　　Ｃｒ＝・０．
０１〜０．５’ｊｉ第１．第２の両発明において、Ｓｎ
の含有量を３〜１５％としたのは、３％未満では機械的
特性か不十分であり、１５％を越えると、Ｒ械的特性は
向上するもののＣ１７２０合金と比へてコストメリット
か薄らぎ、加工性が低下するためである。

また、Ｐの含有量を３％以下としたのは、３％を越える
と、導電率および耐食性が低下して実用上問題となるた
めである。

冷却速度を１０２℃／　ｓ　ｅ　ｃ以上１０’℃／ｓｅ
ｃ未満と限定した理由は、種々実験した結果、１０２℃
／　ｓ　ｅ　ｃ未満では、鋳塊組織が従来の鋳造法によ
るものと変わらず良好な加工性が得られないためであり
、１０６℃／　ｓ　ｅ　ｃ以上では、製造可能な板厚が
極端に薄くなり過ぎて実用に供しにくくなるためである
。

一方、第２の発明において添加するＺｎＭｎ、Ｂ、Ｓｉ
は、脱酸剤として作用させ、合金の歩留り向上と特性の
安定化を得るためのもので、各元素の含有量の限定理由
は、下限未満では前記効果が得られなく、上限を越える
と機械的特性に態形Ｕを及ぼすためである。

また、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒは、結晶粒
の微細化による強度、疲れ特性などの向上を目的として
添加するもので、各元素の含有量の限定理由は、下限未
満では前記特性の向上に効果が少なく、上限を越えると
、加工性や導電率が悪化するためである。

（作用〕第１．第２の両発明によれば、Ｐの含有量を多くしたの
で、加工硬化能の大きい高強度合金を得ることができる
。また、従来の連続鋳造法やバッチ式鋳造の場合より速
い冷却速度で溶湯金属を冷却するので、Ｓｎの逆偏析の
出現が抑制され、化合物相も微細にマトリックス中に均
一に分散し、したがって、機械的特性と加工性に優ねた
高強度合金を得ることができる。特に、マトリックス中
に分散した微細な化合物相は、疲労クラックの伝播を阻
止すると考えられるので、疲れ特性の向上に寄与するも
のと考えられる。

さらに、組成分として希少で高価なりｅを使用しないの
で、製造コストの低減が可能になる。

第２の発明におけるＭｎ、Ｚｎ、Ｂ、Ｓ　ｉは、実施例
から明らかなように、得られる合金の機械的特性に態形
Ｕを及ぼさないで、脱酸剤として有効に作用する。一方
、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｔｉ。

Ｚｒ、Ｃｒは、特に疲れ特性の向上に有効に作用する。

〔実施例〕

以下、この発明の詳細な説明する。

（実施例１〜４）第１表の組成で試料１〜４を調整して溶湯金属を造り、
これを直径２００＋ｎｍで内部水冷が可能な銅製双ロー
ルからなる実験用の急冷凝固設備を用いて急冷凝固させ
ながら連続的に薄板鋳塊を製造した。製造条件としては
、（１）冷却ロールの回転数を１４０ｒｐｍとし、（２
）ロールへの注湯温度をいずれも合金の融点より約５０
℃高目とし、（３）ロールギャップは０．３ｍｏ＋に設
定した。得られた薄板鋳塊は、厚さが０．９ｍｍ、幅が
１３＋ｎｍである。

この鋳塊は、従来の連続鋳造法やバッチ式鋳造の場合よ
り速い所定範囲内の冷却速度で溶湯金属を連続的に急冷
凝固させて造るため、Ｓｎの逆偏析の出現が抑制され、
また化合物相も微細にマトリックス中に均一に分散した
状態となっており、加工性は極めて良好である。これら
の鋳塊を均質化焼鈍なしで一気に板厚０．３＋ｎｍまで
冷間圧延加工した後、５００℃で１時間キジ焼鈍し、続
いて３３％の冷間加工率にて０．２ｍｍの板厚に仕上げ
た。ついで、これに２５０℃で１時間の低温焼鈍処理を
施し諸特性測定用の試料とした。

第１表は、上記各試料の測定結果を比較例とともに示し
たものである。

これらの結果から明らかなように、試料１〜４は、いず
れもａｙＡ的諸特性が著しく改善され、ばね材として適
した高強度銅合金であることがわかる。

例えば、Ｓｎの含有ｍがばね材として一般的に広く実用
されている試料５（比較例１）と同しであり、かつＰの
含有量が試料５の約８倍である試料３（実施例３）の特
性を、上記試料５と比較すると、試料３の方が引張強さ
で約１７％、ばね限界値で約９０％も増大している。一
方、ばね材として重視される疲れ特性についても、試料
３には改善効果が認められ、緑返し数Ｎ＝　１０’回に
おける疲れ強さで３０　、９　ｋｇｆ／ｍｍ”の値が得
られている。また、試料１（実施例１）では、Ｓｎの含
有量が試料５（比較例１）の約１／２であるにもかかわ
らず、はぼ同等の疲れ特性が得られている。このことは
Ｐの含有量を増やすことにより、高価なＳｎの量を減ら
すことができ、その分コストの低減が可能であることを
示している。さらに、Ｓｎの含有量が多い試料４（実施
例４）では、疲れ強さが３２　、４　ｋｇｆ／ｍ１ｎ２
とレヘル的にはＣ５２１０合金（比較例１）とＣ１７２
Ｑ合金（比較例２）の中間位置にある。

なお、上記実施例による合金は、疲れ特性の改善効果は
少ないように見えるが、これは疲れ特性を一般的な表示
様式である時間強度、すなわち、一定の縁返し数（Ｎ＝
１ｏ’）における応力振幅（疲れ強さ）で示したことに
よる。例えば、試料！（比較例１）と試料３（実施例３
）の疲れ強さは、それぞれ２６．２と３０　、９　ｋｇ
ｆ／ａｒｌＱ２で、その差は約１８％とわずかであるが
、一定の応力振幅σ、＝４０ｋｇｆ／ｍｌ１１２テノ破
断寿命（Ｏｆｉ）では、試料３が２．１５Ｘ１０’、試
料５が３．５２Ｘ１０’で、前者の方が後者に比べて約
６倍の破断寿命があり、疲れ面がらの信頼性は著しく向
上している。

これらの機械的特性の向上は、従来品よりＰの含有量を
多くし加工硬化能が増大したこと、並びに生成した化合
物相をマトリックス中に均一に分散させたことによる。

特に、疲れ特性の向上は、マトリックス中に分散した微
細な化合物相が疲労クラックの伝播を阻止するためと考
えられる。

（実施例５〜９）実施例５〜９は、実施例１〜４で例示した組成分Ｃｕ、
Ｓｎ、Ｐに、さらに他の元素を添加し、これを組成分と
した場合の例である。

第２表はその添加元素による効果を示したものである。

なお、製造方法、製造条件は、実施例１〜４と同様であ
る。

同表から明らかなように、試料８（実施例５）の引張強
さ、ばね限界値、疲れ強さは、Ｃｕ。

Ｓｎ、Ｐを組成分とする試料７と比較した場合、いずれ
もほとんど差が肥められないことから、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｂ
、Ｓｉは、これらの特性に悪影響を及ぼさず脱酸剤とし
て有効であることが判る。

但し、添加量が多くなると加工性や導電率が悪くなるた
め、この点で上限値は制限される。一方、試料９〜１２
（実施例６〜９）は、同じく試料７と比較した場合、Ｎ
ｉ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｔｉ。

Ｚｒ、Ｃｒの添加元素は、特に疲れ特性の向上に対し効
果か認められる。但し、それらの添加量が多くなると成
形加工性が悪くなるので、その上限値は、この点でル１
限される。

〔発明の効果〕

以上のように、第１の発明によれば、Ｓｎを３〜１５ｍ
ｆｆ１％、Ｐを０，５〜３重量％含存するＣｕ−５ｎ−
Ｐ系合金を一定の冷却速度で急冷凝固させて製造するの
で、組織と冷間加工性が著しく改善され、かつスイッチ
、リレー等において繰返し応力が負荷される部分に使用
するのに適した安価でＲ械的特性に優れた高強度銅合金
が得られる効果がある。

また、第２の発明によれば、上記効果が得られるだけで
なく、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｐのほかに、さらにＭｎ、Ｚｎ、Ｂ
、ＳｉとＮｉ、Ｆｅ、Ｃｏ。

Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒを添加するので、前者を添加した場合
は、これらが脱酸剤として機能し、後者を添加した場合
は、これらが機械的特性のうち、特に疲れ特性を向上さ
せるという効果が得られる。

なお、この発明では、特に疲れ特性を強調したが、マト
リックス中に微細に均一に分散するＣｕ３　Ｐは摩擦係
数を小さくする効果もあるので、この発明による合金を
軸受ジ−トメ−タルとして使用することもできる。

Claims

【特許請求の範囲】

（１）重量比にて、Ｓｎが３〜１５％、Ｐが０．３５〜
３．０％、残部がＣｕからなる溶湯金属を、１０＾２℃
／ｓｅｃ以上１０＾６℃／ｓｅｃ未満の冷却速度で急冷
凝固させながら連続的に鋳塊を製造することを特徴とす
る高強度銅合金の製造方法。
（２）重量比にて、Ｓｎが３〜１５％、Ｐが０．３５〜
３．０％、下記成分のうちの少なくとも１つの成分が合
計で０．０１〜１．０％、残部がＣｕからなる溶湯金属
を、１０＾２℃／ｓｅｃ以上１０＾６℃／ｓｅｃ未満の
冷却速度で急冷凝固させながら連続的に鋳塊を製造する
ことを特徴とする高強度銅合金の製造方法。Ｎｉ・・０．０１〜０．５％　Ｚｎ・・０．０１〜０．
３５％Ｆｅ・・０．０１〜０．１５％　Ｔｉ・・０．０１〜０
．５％Ｂ・・０．００１〜０．１％　Ｃｏ・・０．０１〜０．
５％Ｍｎ・・０．０５〜０．４　Ｚｒ・・０．０１〜０．５
％Ｓｉ・・０．０１〜０．５％　Ｃｒ・・０．０１〜０．
５％