JPH03146646A - りん青銅合金の熱間圧延方法 - Google Patents
りん青銅合金の熱間圧延方法Info
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- JPH03146646A JPH03146646A JP28069589A JP28069589A JPH03146646A JP H03146646 A JPH03146646 A JP H03146646A JP 28069589 A JP28069589 A JP 28069589A JP 28069589 A JP28069589 A JP 28069589A JP H03146646 A JPH03146646 A JP H03146646A
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Landscapes
- Metal Rolling (AREA)
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〕
の電子機器部品に使用されるりん青銅合金の圧延方法に
関する。
関する。
Ｓｎを４．５〜９． Ｑ ｗｔ％、Ｐを０．０３〜０．
３５ ｗｔ％含有したりん青銅合金はバネ材或いは耐摩
耗性材料として工業上広く実用されている。
３５ ｗｔ％含有したりん青銅合金はバネ材或いは耐摩
耗性材料として工業上広く実用されている。
ところでりん青銅合金鋳塊には、結晶粒界やセル境界に
δ相（Ｃｕ−３３％Ｓｎ）が偏析しており、このδ相は
融点が低（高温で脆弱となり、熱間圧延時に割れの原因
となるもので、従ってＳｎを均質化する為予め鋳塊を６
５０〜７５０℃にて４〜８Ｈ加熱処理したのち熱間圧延
していたが、均質化が充分になされず圧延材表面近傍に
割れが多発し、これを除去するのに圧延材を何回も面前
する必要があり、この為製造歩留りが低下するという問
題があった。
δ相（Ｃｕ−３３％Ｓｎ）が偏析しており、このδ相は
融点が低（高温で脆弱となり、熱間圧延時に割れの原因
となるもので、従ってＳｎを均質化する為予め鋳塊を６
５０〜７５０℃にて４〜８Ｈ加熱処理したのち熱間圧延
していたが、均質化が充分になされず圧延材表面近傍に
割れが多発し、これを除去するのに圧延材を何回も面前
する必要があり、この為製造歩留りが低下するという問
題があった。
このようなことから上記りん青銅合金鋳塊は、横型連続
鋳造法により板状鋳塊を鋳造し、この板状鋳塊を冷間圧
延と中間焼鈍を繰り返し施して加エネルギー的にも不利
であった。
鋳造法により板状鋳塊を鋳造し、この板状鋳塊を冷間圧
延と中間焼鈍を繰り返し施して加エネルギー的にも不利
であった。
本発明はかかる状況に鑑み鋭意研究を行った結果、熱間
圧延前の再加熱の陥りん青銅合金鋳塊表面に形成される
酸化膜は熱間圧延時に潤滑作用を果たし、上記鋳塊表面
に発生する割れを軽減することを知見し、更に研究を重
ねて本発明を完成させるに到ったもので、その目的とす
るところは割れが生じ難いりん青銅合金鋳塊の熱間圧延
方法を提供することにある。
圧延前の再加熱の陥りん青銅合金鋳塊表面に形成される
酸化膜は熱間圧延時に潤滑作用を果たし、上記鋳塊表面
に発生する割れを軽減することを知見し、更に研究を重
ねて本発明を完成させるに到ったもので、その目的とす
るところは割れが生じ難いりん青銅合金鋳塊の熱間圧延
方法を提供することにある。
即ち本発明は、Ｓｎを４．５〜９．０ ｗｔ％、Ｐを０
゜０３〜０．３５ｗｔ％含有したりん青銅合金のスラブ
状鋳塊を酸化性雰囲気の再熱炉に入れて７℃／■ｉ以下
の速度で昇温せしめて、下記式を満足する条件にて加熱
処理を施して、上記鋳塊を均質化すると共に、上記スラ
ブ状鋳塊表面に０．２〜０．４ ｍ厚さの酸化膜を形成
せしめ、しかるのち上記スラブ状鋳塊をモーターパワー
がＭｋｗの熱間圧延機を用い、上記圧延機の圧延ロール
にＭ／ ３ （１／ｗｉｎ）以下の量のクーラントをか
けて熱間圧延することを特徴とするものである。
゜０３〜０．３５ｗｔ％含有したりん青銅合金のスラブ
状鋳塊を酸化性雰囲気の再熱炉に入れて７℃／■ｉ以下
の速度で昇温せしめて、下記式を満足する条件にて加熱
処理を施して、上記鋳塊を均質化すると共に、上記スラ
ブ状鋳塊表面に０．２〜０．４ ｍ厚さの酸化膜を形成
せしめ、しかるのち上記スラブ状鋳塊をモーターパワー
がＭｋｗの熱間圧延機を用い、上記圧延機の圧延ロール
にＭ／ ３ （１／ｗｉｎ）以下の量のクーラントをか
けて熱間圧延することを特徴とするものである。
−３３，３ｔ＋９００≦Ｔ≦−８，３ｔ＋９００゜６０
０≦Ｔ≦８００（但し、Ｔは均質化温度℃、ｔは均質化
時間Ｈ）。
０≦Ｔ≦８００（但し、Ｔは均質化温度℃、ｔは均質化
時間Ｈ）。
本発明方法において、鋳塊を加熱処理するのはりん青銅
合金鋳塊中のＳｎの分布を均質化し又鋳造組織を微細な
再結晶組織にする為に行うもので、その加熱処理条件、
−３３，３ｔ＋９００≦Ｔ≦−８，３ｔ＋９００、−６
００≦Ｔ≦８００ （但し、Ｔは均質化温度℃、ｔは均
質化時間Ｈ）は実験により求めたものである。
合金鋳塊中のＳｎの分布を均質化し又鋳造組織を微細な
再結晶組織にする為に行うもので、その加熱処理条件、
−３３，３ｔ＋９００≦Ｔ≦−８，３ｔ＋９００、−６
００≦Ｔ≦８００ （但し、Ｔは均質化温度℃、ｔは均
質化時間Ｈ）は実験により求めたものである。
即ち、Ｃｕ ９．０ｗｔ％Ｓｎ Ｏ，３５ｗｔ％Ｐ
合金の幅５００ａｎ厚さ１５０■−のスラブ状鋳塊を種
々温度、時間にて加熱処理して、Ｓｎの状態分析並びに
結晶組織観察を行なって許容加熱処理条件を見出したも
のである。
合金の幅５００ａｎ厚さ１５０■−のスラブ状鋳塊を種
々温度、時間にて加熱処理して、Ｓｎの状態分析並びに
結晶組織観察を行なって許容加熱処理条件を見出したも
のである。
上記の許容加熱処理条件はＸ線マイクロアナライザーに
よって状態分析を行ってデンドライトの内部及び界面で
Ｓｎの濃度差がないこと、又鋳造組織が静的再結晶ｍｓ
に変化し且つそれが粗大化していないことを判定基準に
して決定した。
よって状態分析を行ってデンドライトの内部及び界面で
Ｓｎの濃度差がないこと、又鋳造組織が静的再結晶ｍｓ
に変化し且つそれが粗大化していないことを判定基準に
して決定した。
斯くして上記条件を満たす温度、時間領域は第１図に示
したＯをプロットした領域であってこの領域を数式で示
したのが前記の−３３，３ｔ＋９００≦Ｔ≦−８，３ｔ
＋９００． ６００≦Ｔ≦８００の式である。
したＯをプロットした領域であってこの領域を数式で示
したのが前記の−３３，３ｔ＋９００≦Ｔ≦−８，３ｔ
＋９００． ６００≦Ｔ≦８００の式である。
第１図において口でプロットした領域は未だ鋳造組織が
残っている領域であり、鋳造組織のまま圧延すると結晶
粒界に割れが生ずる０次にΔでプロットした領域は二次
再結晶が進み結晶粒が粗大化した領域である。この領域
には粒界にδ相が残存しており、二次再結晶の進行に伴
い集合して粗大化して圧延時に深い圧延割れを生ずる原
因となる。一方加熱処理温度が８００℃以上の・でプロ
ットした領域はＣｕ−３ｎ系状態図からも判るように結
晶が一部融解する為この温度で圧延すると大割れが発生
する。他方加熱処理温度が６００°Ｃ以下では鋳造組織
の再結晶化に長時間を要し実用性に欠ける。
残っている領域であり、鋳造組織のまま圧延すると結晶
粒界に割れが生ずる０次にΔでプロットした領域は二次
再結晶が進み結晶粒が粗大化した領域である。この領域
には粒界にδ相が残存しており、二次再結晶の進行に伴
い集合して粗大化して圧延時に深い圧延割れを生ずる原
因となる。一方加熱処理温度が８００℃以上の・でプロ
ットした領域はＣｕ−３ｎ系状態図からも判るように結
晶が一部融解する為この温度で圧延すると大割れが発生
する。他方加熱処理温度が６００°Ｃ以下では鋳造組織
の再結晶化に長時間を要し実用性に欠ける。
減らして調べたが、Ｓｎ又は／及びＰの含有量の減少に
伴って均質化時間は短縮され、又再結晶化条件は第１１
ｇに示したものと全く同じであった。
伴って均質化時間は短縮され、又再結晶化条件は第１１
ｇに示したものと全く同じであった。
本発明方法において、りん青銅合金鋳塊を加熱処理する
際の昇温速度を７℃／ｒｍｓｎ以下に限定した理由は昇
温速度が７°Ｃ／ｓｉｎを超えると鋳塊が熱歪みを生じ
て割れる為である。
際の昇温速度を７℃／ｒｍｓｎ以下に限定した理由は昇
温速度が７°Ｃ／ｓｉｎを超えると鋳塊が熱歪みを生じ
て割れる為である。
本発明方法において、りん青銅合金鋳塊表面に生成する
酸化膜の厚さを０．２〜０．４園−の範囲に限定したの
は、実験結果に基づいてなされたものである。
酸化膜の厚さを０．２〜０．４園−の範囲に限定したの
は、実験結果に基づいてなされたものである。
即ち、Ｃｕ ９．０ｗｔ％Ｓｎ ０．３５ｗｔ％Ｐ
合金の幅５０〇−厚さ１５０ｍｍのスラブ状鋳塊を用い
、これを２２パスかけて９Ｉｌ１１１厚さに圧延して割
れの状況を調べたところ、第２図に示したように、割れ
の個数は酸化膜が厚い程減少するが、割れの深さは酸化
膜が厚（でも又薄（ても深くなり０．２〜０．４關の間
で最小となり、その時の割れ深さは平均０．２ ａｓ以
下であることから限定したものである。
合金の幅５０〇−厚さ１５０ｍｍのスラブ状鋳塊を用い
、これを２２パスかけて９Ｉｌ１１１厚さに圧延して割
れの状況を調べたところ、第２図に示したように、割れ
の個数は酸化膜が厚い程減少するが、割れの深さは酸化
膜が厚（でも又薄（ても深くなり０．２〜０．４關の間
で最小となり、その時の割れ深さは平均０．２ ａｓ以
下であることから限定したものである。
する為片面０．４ ｍｍ程度面削するので、上記の０．
２ｍｏｗ程度の割れは１回の面前で完全に除去される。
２ｍｏｗ程度の割れは１回の面前で完全に除去される。
上記の割れの深さは第３図に示したようにＳｎ含有量の
減少に伴って浅くなるもので、鋳塊の酸化膜厚さは０．
２〜０．４ Ｉｌｍの範囲にあれば問題ない。
減少に伴って浅くなるもので、鋳塊の酸化膜厚さは０．
２〜０．４ Ｉｌｍの範囲にあれば問題ない。
上記において、酸化膜の厚さが０．４ ａ＋ａ＋を超え
ると割れが深くなる理由は、酸化膜は厚くなると合金と
の密着性が低下し、熱間圧延時の塑性変形又は冷却ロー
ルによる熱衝撃又はクーラントの酸化膜中への侵入、蒸
発によって酸化膜が部分的に剥離して摩擦抵抗が局部的
に変化する為、又０．２ ｍｓ未満では酸化膜の潤滑作
用が低下する為と考えられる。
ると割れが深くなる理由は、酸化膜は厚くなると合金と
の密着性が低下し、熱間圧延時の塑性変形又は冷却ロー
ルによる熱衝撃又はクーラントの酸化膜中への侵入、蒸
発によって酸化膜が部分的に剥離して摩擦抵抗が局部的
に変化する為、又０．２ ｍｓ未満では酸化膜の潤滑作
用が低下する為と考えられる。
上記酸化膜は加熱処理を酸化性雰囲気で行うことによっ
て形成されるもので、加熱炉に灯油又はブタンガスを燃
料とする炉を用いると雰囲気を制御し易く好ましいもの
である。第４図に空燃比と酸化膜の厚さとの関係を示し
たが本発明方法の加熱処理条件では空燃比を１．０〜１
．１に制御することにより０．２〜０．４ ｗｍ＋厚さ
の酸化膜が形成される。
て形成されるもので、加熱炉に灯油又はブタンガスを燃
料とする炉を用いると雰囲気を制御し易く好ましいもの
である。第４図に空燃比と酸化膜の厚さとの関係を示し
たが本発明方法の加熱処理条件では空燃比を１．０〜１
．１に制御することにより０．２〜０．４ ｗｍ＋厚さ
の酸化膜が形成される。
又第５図には酸化膜の成長速度を示したが加熱温度６０
０°Ｃでは９〜３６Ｈ，８００°Ｃでは３〜１２Ｈ加熱
することによって、０．２〜０．４ ｍａ＋の酸化膜が
形成されることが判った。即ち、前述の均質化処理条件
内において、酸化膜厚さを０．２〜０．４１にするには
空燃比を１．０〜１．１に制御すれば良いことが判った
。
０°Ｃでは９〜３６Ｈ，８００°Ｃでは３〜１２Ｈ加熱
することによって、０．２〜０．４ ｍａ＋の酸化膜が
形成されることが判った。即ち、前述の均質化処理条件
内において、酸化膜厚さを０．２〜０．４１にするには
空燃比を１．０〜１．１に制御すれば良いことが判った
。
本発明方法において、圧延ロールにかけるクーラントの
量は、圧延機のパワーがＭｋ−の場合Ｍ／３ （ｊ！／
−ｉｎ ）以下とするものであるが、これも前記と同じ
Ｃｕ−９，０ｗｔ％５ｎ−０，３５ｗｔ％Ｐ合金鋳塊を
用い、これを加熱処理して表面に０．４ ａ＊■厚さの
酸化膜を形成して圧延実験を行って求めた条件で、第６
図にその実験結果を示したように、モーターパワー１５
００に−の圧延機を用いて圧延したところ、圧延ロール
にかけるクーラント流量が５００ ｆ／■ｉｎ以下にお
いて割れの平均深さが０．２露■以下に浅くなることが
判った。
量は、圧延機のパワーがＭｋ−の場合Ｍ／３ （ｊ！／
−ｉｎ ）以下とするものであるが、これも前記と同じ
Ｃｕ−９，０ｗｔ％５ｎ−０，３５ｗｔ％Ｐ合金鋳塊を
用い、これを加熱処理して表面に０．４ ａ＊■厚さの
酸化膜を形成して圧延実験を行って求めた条件で、第６
図にその実験結果を示したように、モーターパワー１５
００に−の圧延機を用いて圧延したところ、圧延ロール
にかけるクーラント流量が５００ ｆ／■ｉｎ以下にお
いて割れの平均深さが０．２露■以下に浅くなることが
判った。
従来より、モーターパワーがＭｋｗの圧延機の圧延ロー
ルにはＭｊ！／ｓｉｎの多量のクーラントをかけて熱膨
張によるロール変形を防止して圧延がなされており、従
って本発明方法においては、クーラントの流量を従来の
１／３以下に抑えて圧延するもので、当然ロール変形は
おきるが圧延上がりで面前することにより材料の寸法精
度には殆ど影響しないことが確認されている。
ルにはＭｊ！／ｓｉｎの多量のクーラントをかけて熱膨
張によるロール変形を防止して圧延がなされており、従
って本発明方法においては、クーラントの流量を従来の
１／３以下に抑えて圧延するもので、当然ロール変形は
おきるが圧延上がりで面前することにより材料の寸法精
度には殆ど影響しないことが確認されている。
上記において、クーラントの流量を減少させると割れ深
さが浅くなる理由は、圧延材にかかる圧延ロールからの
熱衝撃が緩和されて酸化膜の剥離が防止される為と考え
られる。
さが浅くなる理由は、圧延材にかかる圧延ロールからの
熱衝撃が緩和されて酸化膜の剥離が防止される為と考え
られる。
又第６図から明らかなようにクーラントの流量は少ない
程、割れは浅くなるがあまり少ないとロール表面や軸受
けが損傷するので、少なくともＭ／ ４ （ｊ！／ｓｉ
ｎ ）の量のクーラントは流す必要がある。又圧延停止
中はクーラントは充分な量を流しておいた方がロール寿
命が向上して好ましく、又ロールにはゴムシール等を付
けてクーラントが圧延材表面に付着しないようにする必
要がある。
程、割れは浅くなるがあまり少ないとロール表面や軸受
けが損傷するので、少なくともＭ／ ４ （ｊ！／ｓｉ
ｎ ）の量のクーラントは流す必要がある。又圧延停止
中はクーラントは充分な量を流しておいた方がロール寿
命が向上して好ましく、又ロールにはゴムシール等を付
けてクーラントが圧延材表面に付着しないようにする必
要がある。
〔実施例］
以下に本発明を実施例により詳細に説明する。
Ｃｕ ９．０ｗｔ％−０，３５ｓｓｔ％Ｐ合金を溶解
炉にて溶解し、この溶湯を水冷鋳造法により幅５００１
１１１゜厚さ１５０ＩＩ履のスラブ状鋳塊に鋳造した０
次にこの鋳塊を種々条件にて加熱処理及び熱間圧延して
９ｓ園厚さの板状体となして、割れの状況を調査し丸上
記において、加熱炉にはブタンガス燃焼炉を用い又圧延
機にはモーターパワーが１５００ｋｗの圧延機を用いた
。又厚さ１５０１１−から９１までの圧延は２２パスか
けて行った。結果は主な製造条件及び加熱処理後の酸化
膜厚さ及び鋳塊組織を併記して第１表に示した。
炉にて溶解し、この溶湯を水冷鋳造法により幅５００１
１１１゜厚さ１５０ＩＩ履のスラブ状鋳塊に鋳造した０
次にこの鋳塊を種々条件にて加熱処理及び熱間圧延して
９ｓ園厚さの板状体となして、割れの状況を調査し丸上
記において、加熱炉にはブタンガス燃焼炉を用い又圧延
機にはモーターパワーが１５００ｋｗの圧延機を用いた
。又厚さ１５０１１−から９１までの圧延は２２パスか
けて行った。結果は主な製造条件及び加熱処理後の酸化
膜厚さ及び鋳塊組織を併記して第１表に示した。
第１表より明らかなように、本発明方法品は割れ個数も
比較的少なく又割れ深さも０．２．ｍｍ以下で品質的に
良好なものであった。
比較的少なく又割れ深さも０．２．ｍｍ以下で品質的に
良好なものであった。
これに対し比較方法品のＮＯ７〜１１は加熱処理の温度
、時間又は昇温速度が本発明方法の限定範囲外にある為
、深さが１．Ｏｍｍを超える中、大割れが発生した。又
Ｎ０１２は加熱処理時の空燃比が大きく、Ｎ０１３はク
ーラント流量が多かった為いずれも割れ深さが０．２
＋ｕ＋を超えるものとなった。
、時間又は昇温速度が本発明方法の限定範囲外にある為
、深さが１．Ｏｍｍを超える中、大割れが発生した。又
Ｎ０１２は加熱処理時の空燃比が大きく、Ｎ０１３はク
ーラント流量が多かった為いずれも割れ深さが０．２
＋ｕ＋を超えるものとなった。
以上述べたように、本発明の熱間圧延方法によれば圧延
割れが生じ難く、依って高品質のりん青銅合金材を効率
よく製造することができ、工業上顕著な効果を奏する。
割れが生じ難く、依って高品質のりん青銅合金材を効率
よく製造することができ、工業上顕著な効果を奏する。
第１図は本発明方法の加熱処理条件を示す図、第２図は
圧延割れに及ぼす鋳塊表面の酸化膜厚１さの影響を示す
図、第３図は圧延割れ深さに及ぼす鋳塊中Ｓｎ量の影響
を示す図、第４．５図は鋳塊表面に形成される酸化膜厚
に及ぼすそれぞれ空燃比及び加熱処理時間の影響を示す
図、第６図は圧延割れ深さに及ぼすクーラント流量の影
響を示す図である。
圧延割れに及ぼす鋳塊表面の酸化膜厚１さの影響を示す
図、第３図は圧延割れ深さに及ぼす鋳塊中Ｓｎ量の影響
を示す図、第４．５図は鋳塊表面に形成される酸化膜厚
に及ぼすそれぞれ空燃比及び加熱処理時間の影響を示す
図、第６図は圧延割れ深さに及ぼすクーラント流量の影
響を示す図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 Ｓｎを４．５〜９．０ｗｔ％、Ｐを０．０３〜０．３５
％含有したりん青銅合金のスラブ状鋳塊を酸化性雰囲気
の再熱炉に入れて７℃／ｍｉｎ以下の速度で昇温せしめ
て、下記式を満足する条件にて加熱処理を施して、上記
鋳塊を均質化すると共に、上記スラブ状鋳塊表面に０．
２〜０．４ｍｍ厚さの酸化膜を形成せしめ、しかるのち
上記スラブ状鋳塊をモーターパワーがＭｋｗの熱間圧延
機を用い、上記圧延機の圧延ロールにＭ／３（ｌ／ｍｉ
ｎ）以下の量のクーラントをかけて熱間圧延することを
特徴とするりん青銅合金の熱間圧延方法 −３３．３ｔ＋９００≦Ｔ≦−８．３ｔ＋９００、６０
０≦Ｔ≦８００（但し、Ｔは均質化温度℃、ｔは均質化
時間Ｈ）。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP28069589A JPH03146646A (ja) | 1989-10-28 | 1989-10-28 | りん青銅合金の熱間圧延方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP28069589A JPH03146646A (ja) | 1989-10-28 | 1989-10-28 | りん青銅合金の熱間圧延方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03146646A true JPH03146646A (ja) | 1991-06-21 |
Family
ID=17628661
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP28069589A Pending JPH03146646A (ja) | 1989-10-28 | 1989-10-28 | りん青銅合金の熱間圧延方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH03146646A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN107695622A (zh) * | 2017-09-22 | 2018-02-16 | 山西春雷铜材有限责任公司 | 新能源汽车电池极耳用铜带的制备方法 |
-
1989
- 1989-10-28 JP JP28069589A patent/JPH03146646A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN107695622A (zh) * | 2017-09-22 | 2018-02-16 | 山西春雷铜材有限责任公司 | 新能源汽车电池极耳用铜带的制备方法 |
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