JPH02225651A - 高強度Cu―Ni―Sn合金の製造方法 - Google Patents
高強度Cu―Ni―Sn合金の製造方法Info
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Classifications
-
- 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
-
- 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
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。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
本発明は、疲労特性、耐熱性に優れるとともに。
良好な成形加工性を有し、スイッチ、リレー、コネクタ
ー等の広範な電子部品の用途に好適な高強度鋼合金の製
造方法に関するものである。
ー等の広範な電子部品の用途に好適な高強度鋼合金の製
造方法に関するものである。
従来、上記の電子部品の用途においては、ベリリウム銅
(JIS C1720)やりん青銅(JIS C521
0゜C5191他)が多用されている。
(JIS C1720)やりん青銅(JIS C521
0゜C5191他)が多用されている。
ベリリウム鋼は、高い強度を有するとともに疲労特性に
優れ、耐熱性も比較的良好であることから、上記用途に
おいて高級なばね用材として用いられている。一方のり
ん青銅は、前述のベリリウム銅より諸性能が劣ることか
ら、同用途の汎用ばね材料として普及している。
優れ、耐熱性も比較的良好であることから、上記用途に
おいて高級なばね用材として用いられている。一方のり
ん青銅は、前述のベリリウム銅より諸性能が劣ることか
ら、同用途の汎用ばね材料として普及している。
しかしながら、ベリリウム鋼は、その主要成分のB8が
非常に高価であることから、必然的に製品コストが高い
という欠点がある。一方のりん青銅においては、比較的
安価であるものの、疲れ特性を初めとして、他の機械的
特性もベリリウム鋼よりも著しく劣っている。
非常に高価であることから、必然的に製品コストが高い
という欠点がある。一方のりん青銅においては、比較的
安価であるものの、疲れ特性を初めとして、他の機械的
特性もベリリウム鋼よりも著しく劣っている。
また、本発明における基本成分のCu−Ni−Sn合金
は、高強度を有するスピノーダル分解型の時効硬化性合
金として脚光を浴びており、静的強度に著しく優れるこ
とから、コネクター等に代表される電子部品の分野で広
く実用されている。しかし、疲れ特性に関しては、従来
のりん青銅と大差のない水準であるため、スイッチ、リ
レー等に代表される繰り返し応力が負荷される用途にお
いては必ずしも好適ではなかった。
は、高強度を有するスピノーダル分解型の時効硬化性合
金として脚光を浴びており、静的強度に著しく優れるこ
とから、コネクター等に代表される電子部品の分野で広
く実用されている。しかし、疲れ特性に関しては、従来
のりん青銅と大差のない水準であるため、スイッチ、リ
レー等に代表される繰り返し応力が負荷される用途にお
いては必ずしも好適ではなかった。
本発明者は特願昭62−100793号において、前述
の疲れ特性を著しく改善する熱処理方法を示したが、こ
の熱処理により疲れ特性は飛躍的な改善を果したものの
、成形加工性ならびに静的強度の面で大幅な低下が生じ
ており、全ての面で著しく優れた性能を備えることが不
可能であった。
の疲れ特性を著しく改善する熱処理方法を示したが、こ
の熱処理により疲れ特性は飛躍的な改善を果したものの
、成形加工性ならびに静的強度の面で大幅な低下が生じ
ており、全ての面で著しく優れた性能を備えることが不
可能であった。
本発明は、前述のCu−Ni−Sn合金の問題点を解決
するためになされたもので、優れた静的および動的強度
を合せて有し、成形加工性の良好な高強度Cu−NL−
Sn合金の製造方法を提供するものである。
するためになされたもので、優れた静的および動的強度
を合せて有し、成形加工性の良好な高強度Cu−NL−
Sn合金の製造方法を提供するものである。
本発明による高強度Cu−Ni−Sn合金の製造方法は
。
。
次の2つの方法である。
(1)重量比にて%Ni3〜25%、Sn3〜9%、お
よびMn0.05〜1.5%を含有し、残部がCLIお
よび不可避の不純物からなる合金を、単相域の800℃
以上での熱処理、急冷に続いて、2相域の600〜77
0℃の温度範囲で熱処理、急冷を施し、加工率0〜60
%の範囲で最終の仕上加工を行った後に、350〜50
0℃の温度範囲で3〜300分間の熱処理を施す高強度
Cu−Ni−Sn合金の製造方法(製造方法1)。
よびMn0.05〜1.5%を含有し、残部がCLIお
よび不可避の不純物からなる合金を、単相域の800℃
以上での熱処理、急冷に続いて、2相域の600〜77
0℃の温度範囲で熱処理、急冷を施し、加工率0〜60
%の範囲で最終の仕上加工を行った後に、350〜50
0℃の温度範囲で3〜300分間の熱処理を施す高強度
Cu−Ni−Sn合金の製造方法(製造方法1)。
(2)重量比にて、Ni3〜25%、Sn3〜9%、M
no、os 〜i、s%、ならびにSi、 Mg、 A
l1. Co、 Fa、Ti。
no、os 〜i、s%、ならびにSi、 Mg、 A
l1. Co、 Fa、Ti。
Cr、 P、 ZnおよびBから選ばれる1種または2
種以上を合計でO9旧〜0.8%を含有し、残部がCu
および不可避の不純物からなる合金を、単相域の800
℃以上での熱処理、急冷に続いて、2相域の600〜7
70℃の温度範囲で熱処理、急冷を施し、加工率0〜6
0%の範囲で最終の仕上加工を行った後に、350〜5
00℃の温度範囲で3〜300分間の熱処理を施す高強
度Cu−Ni−Sn合金の製造方法(製造方法2)。
種以上を合計でO9旧〜0.8%を含有し、残部がCu
および不可避の不純物からなる合金を、単相域の800
℃以上での熱処理、急冷に続いて、2相域の600〜7
70℃の温度範囲で熱処理、急冷を施し、加工率0〜6
0%の範囲で最終の仕上加工を行った後に、350〜5
00℃の温度範囲で3〜300分間の熱処理を施す高強
度Cu−Ni−Sn合金の製造方法(製造方法2)。
本発明に係る合金の各成分の含有量については。
各々相互の元素の添加により1発明の目的を達成するた
めに効果の得られる最小範囲を下限値として規定した。
めに効果の得られる最小範囲を下限値として規定した。
一方、上限値において、主要成分のNi、 Snについ
ては、スピノーダル分解による顕著な時効硬化性を発揮
する成分の組み合せ範囲とし。
ては、スピノーダル分解による顕著な時効硬化性を発揮
する成分の組み合せ範囲とし。
Mnに関しては上限値を越えて添加しても著しい強度向
上が望めないにもかかわらず導電性の低下が著しく、ま
た副成分の元素については耐熱性ならびにさらなる強度
向上を目的として添加したものであるが、添加量が増す
につれてその効果が顕著となる一方、その上限値を越え
ると鋳造性および素材の加工性を悪化させるとともに、
成形加工性および導電性の低下を招くため、各々規定し
たものである。
上が望めないにもかかわらず導電性の低下が著しく、ま
た副成分の元素については耐熱性ならびにさらなる強度
向上を目的として添加したものであるが、添加量が増す
につれてその効果が顕著となる一方、その上限値を越え
ると鋳造性および素材の加工性を悪化させるとともに、
成形加工性および導電性の低下を招くため、各々規定し
たものである。
仕上加工前の熱処理は組織調整を目的としたもので、成
形加工性を損わずに疲れ特性を改善するために、まず単
相域となる800℃以上の温度で熱処理して急冷を行い
、続いて室温で第2相の出現が可能となるように平衡状
態図で2相が平衡する600〜770℃の温度域で熱処
理して急冷する。後者の2相域における熱処理について
は、600℃未満でも2相状態を得ることができるが、
その場合は後の加工性および時効硬化性の低下を招き、
また770℃より高い温度では単相域側に接近しすぎる
ため、第2相の出現量が著しく減少するために疲れ特性
の低下が生じてしまうという理由により熱処理の条件範
囲を規定した。
形加工性を損わずに疲れ特性を改善するために、まず単
相域となる800℃以上の温度で熱処理して急冷を行い
、続いて室温で第2相の出現が可能となるように平衡状
態図で2相が平衡する600〜770℃の温度域で熱処
理して急冷する。後者の2相域における熱処理について
は、600℃未満でも2相状態を得ることができるが、
その場合は後の加工性および時効硬化性の低下を招き、
また770℃より高い温度では単相域側に接近しすぎる
ため、第2相の出現量が著しく減少するために疲れ特性
の低下が生じてしまうという理由により熱処理の条件範
囲を規定した。
最終の仕上加工率については、成形加工性の面を考慮し
て最大値を60%に規定した。また、最終加工後の時効
硬化処理は1時効硬化による諸特性の向上を期待するも
のであるが、350℃未満では時効硬化が不十分で、5
00℃より高い温度では過時効による軟化が生ずるため
不適当であり、また上記温度の範囲にあっても3分未満
の処理時間では充分な時効硬化が得られず、他方長時間
側では300分より長い処理を行っても1時効硬化現象
は飽和してしまうため意味がなく、工業生産の見地から
も不適当と判断して条件範囲から除外した。
て最大値を60%に規定した。また、最終加工後の時効
硬化処理は1時効硬化による諸特性の向上を期待するも
のであるが、350℃未満では時効硬化が不十分で、5
00℃より高い温度では過時効による軟化が生ずるため
不適当であり、また上記温度の範囲にあっても3分未満
の処理時間では充分な時効硬化が得られず、他方長時間
側では300分より長い処理を行っても1時効硬化現象
は飽和してしまうため意味がなく、工業生産の見地から
も不適当と判断して条件範囲から除外した。
本発明による製造方法においては、まず単相域の800
℃以上における溶体化熱処理により、素材中に存在する
加工組織を完全に消滅させ、続いて二相域の得られる6
00〜770℃の準溶体化熱処理により、常温状態にお
けるマトリックス(第−相)中に第二相を均一に分散さ
せた組織を形成する。これらの熱処理の複合化により、
成形加工性を損うことなく、優れた静的および動的強度
を得る基礎を形成し、最終の350〜500℃の範囲に
おける熱処理で時効硬化させ、優れた特性をバランス良
く有する高強度鋼合金を製造することができる。
℃以上における溶体化熱処理により、素材中に存在する
加工組織を完全に消滅させ、続いて二相域の得られる6
00〜770℃の準溶体化熱処理により、常温状態にお
けるマトリックス(第−相)中に第二相を均一に分散さ
せた組織を形成する。これらの熱処理の複合化により、
成形加工性を損うことなく、優れた静的および動的強度
を得る基礎を形成し、最終の350〜500℃の範囲に
おける熱処理で時効硬化させ、優れた特性をバランス良
く有する高強度鋼合金を製造することができる。
以下1本発明の実施例について説明する。
表1は1本発明による実施例と比較例の成分および諸特
性の比較を示したものである。
性の比較を示したものである。
試験は表1の試料尚1〜24に示す組成を有する合金を
、試料&1〜18については、820’Cで45分間熱
処理した後急冷し、さらに700’Cで45分間熱処理
して急冷し、試料&19.22.23については700
℃で45分間熱処理して急冷し、また試料&20.21
、24については820℃で45分間熱処理後急冷した
。その後それぞれ表1に示す仕上加工率で仕上加工を行
った後、試料Nα1,3〜16.19〜21については
375℃で2時間、試料No 2、】7.18.22〜
24については450℃で2時間時効処理を行った。
、試料&1〜18については、820’Cで45分間熱
処理した後急冷し、さらに700’Cで45分間熱処理
して急冷し、試料&19.22.23については700
℃で45分間熱処理して急冷し、また試料&20.21
、24については820℃で45分間熱処理後急冷した
。その後それぞれ表1に示す仕上加工率で仕上加工を行
った後、試料Nα1,3〜16.19〜21については
375℃で2時間、試料No 2、】7.18.22〜
24については450℃で2時間時効処理を行った。
時効処理後の特性を表1に示す。
表1の結果から比較例の試料Nol、2と本発明の実施
例による試料Nα3〜5.7〜8.10〜15と、NQ
9.17.18の比較において、本発明によるにnおよ
びSi、 Ng、 AQ等の副成分の添加により、導電
性を損うことなく高い硬度が得られているのが解る。
例による試料Nα3〜5.7〜8.10〜15と、NQ
9.17.18の比較において、本発明によるにnおよ
びSi、 Ng、 AQ等の副成分の添加により、導電
性を損うことなく高い硬度が得られているのが解る。
また比較例の試料Na 6のMnを規定量以上含有する
ものと、試料&16の副成分を規定量以上含有する試料
は、硬度が飽和状態にあり、導電率および成形加工性の
低下が認められていることがら、本発明の目的に合わず
本発明の範囲から除外した。
ものと、試料&16の副成分を規定量以上含有する試料
は、硬度が飽和状態にあり、導電率および成形加工性の
低下が認められていることがら、本発明の目的に合わず
本発明の範囲から除外した。
一方、熱処理条件においては、本発明の実施例による試
料&4.10および9.17と比較例の試料魔19.2
0.21および22.23.24の比較において、本発
明材に較べて比較例の試料Na19および22.23で
は、応力緩和特性と成形加工性が著しく劣り、比較例の
試料Nci20.21および24では目標水準の疲れ強
さ(101回)の応力限度が低く、比較例の試料Na2
6のJIS C5210に近い低水準である。
料&4.10および9.17と比較例の試料魔19.2
0.21および22.23.24の比較において、本発
明材に較べて比較例の試料Na19および22.23で
は、応力緩和特性と成形加工性が著しく劣り、比較例の
試料Nci20.21および24では目標水準の疲れ強
さ(101回)の応力限度が低く、比較例の試料Na2
6のJIS C5210に近い低水準である。
以上、本発明材の性質を要約すると、本発明の製造方法
によれば強度、導電性、成形加工性を損うことなく、優
れた水準の応力緩和特性と疲れ特性を同時に合せ持つこ
とができ、MnおよびSL、 Mg、人11i等の副成
分の添加によって導電性、成形加工性を損うことなく硬
度、応力緩和特性、疲れ特性の改善を図ることができた
。
によれば強度、導電性、成形加工性を損うことなく、優
れた水準の応力緩和特性と疲れ特性を同時に合せ持つこ
とができ、MnおよびSL、 Mg、人11i等の副成
分の添加によって導電性、成形加工性を損うことなく硬
度、応力緩和特性、疲れ特性の改善を図ることができた
。
本発明によれば、スピノーダル分解型の時効硬化性Cu
−Ni−3n合金に1強度の向上を目的として、肚およ
びSi、 Mg、AQ等の副成分を添加するとともに、
単相域の熱処理、急冷に続いて2相域における熱処理、
急冷を施し、加工率0〜60%の範囲で仕上加工を行い
、350〜500℃の温度範囲で3〜300分間の熱処
理を施すことにより、導電性、成形加工性が良好で疲れ
特性および応力緩和特性に優れた銅合金素材を得ること
ができる。
−Ni−3n合金に1強度の向上を目的として、肚およ
びSi、 Mg、AQ等の副成分を添加するとともに、
単相域の熱処理、急冷に続いて2相域における熱処理、
急冷を施し、加工率0〜60%の範囲で仕上加工を行い
、350〜500℃の温度範囲で3〜300分間の熱処
理を施すことにより、導電性、成形加工性が良好で疲れ
特性および応力緩和特性に優れた銅合金素材を得ること
ができる。
Claims (2)
- (1)重量比にて、Ni3〜25%、Sn3〜9%、お
よびMn0.05〜1.5%を含有し、残部がCuおよ
び不可避の不純物からなる合金を、単相域の800℃以
上での熱処理、急冷に続いて、2相域の600〜770
℃の温度範囲で熱処理、急冷を施し、加工率0〜60%
の範囲で最終の仕上加工を行った後に、350〜500
℃の温度範囲で3〜300分間の熱処理を施すことを特
徴とする高強度Cu−Ni−Sn合金の製造方法。 - (2)重量比にて、Ni3〜25%、Sn3〜9%、M
n0.05〜1.5%、ならびにSi、Mg、Al、C
o、Fe、Ti、Cr、P、ZnおよびBから選ばれる
1種または2種以上を合計で0.01〜0.8%を含有
し、残部がCuおよび不可避の不純物からなる合金を、
単相域の800℃以上での熱処理、急冷に続いて、2相
域の600〜770℃の温度範囲で熱処理、急冷を施し
、加工率0〜60%の範囲で最終の仕上加工を行った後
に、350〜500℃の温度範囲で3〜300分間の熱
処理を施すことを特徴とする高強度Cu−Ni−Sn合
金の製造方法。
Priority Applications (2)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1235421A JPH02225651A (ja) | 1988-11-15 | 1989-09-11 | 高強度Cu―Ni―Sn合金の製造方法 |
US07/436,737 US5019185A (en) | 1988-11-15 | 1989-11-15 | Method for producing high strength Cu-Ni-Sn alloy containing manganese |
Applications Claiming Priority (3)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP28804388 | 1988-11-15 | ||
JP63-288043 | 1988-11-15 | ||
JP1235421A JPH02225651A (ja) | 1988-11-15 | 1989-09-11 | 高強度Cu―Ni―Sn合金の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH02225651A true JPH02225651A (ja) | 1990-09-07 |
Family
ID=26532119
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP1235421A Pending JPH02225651A (ja) | 1988-11-15 | 1989-09-11 | 高強度Cu―Ni―Sn合金の製造方法 |
Country Status (2)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US5019185A (ja) |
JP (1) | JPH02225651A (ja) |
Cited By (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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