JPH0525568A - 易加工高力銅合金とその製造方法 - Google Patents
易加工高力銅合金とその製造方法Info
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- JPH0525568A JPH0525568A JP20542391A JP20542391A JPH0525568A JP H0525568 A JPH0525568 A JP H0525568A JP 20542391 A JP20542391 A JP 20542391A JP 20542391 A JP20542391 A JP 20542391A JP H0525568 A JPH0525568 A JP H0525568A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 機器部材，一般構造材やばね材，コネクター
材，リードフレーム材等の電子電気機器用途材として、
銅合金の強度，曲げ性，冷間加工性を改善する。 【構成】 Ｍｎ12〜20wt％，Ａｌ５〜９wt％，Ｎｉ２〜
10wt％を含み、更にＣｏ２〜10wt％，Ｆｅ２〜10wt％の
範囲内で何れか１種又は２種を含み、残部Ｃｕと不可避
的不純物からなり、ラメラ状の組織を有する銅合金で、
ラメラ状組織が共晶組織であるもの。またその製造方法
は上記合金を溶解後の鋳造凝固過程において、1100〜 4
00℃の温度範囲で平均 200℃／min 以下の凝固速度で冷
却し、共晶組織を有する鋳塊を得た後に 600〜 950℃の
温度範囲で熱間加工を行なってラメラ状組織を現出させ
る。
材，リードフレーム材等の電子電気機器用途材として、
銅合金の強度，曲げ性，冷間加工性を改善する。 【構成】 Ｍｎ12〜20wt％，Ａｌ５〜９wt％，Ｎｉ２〜
10wt％を含み、更にＣｏ２〜10wt％，Ｆｅ２〜10wt％の
範囲内で何れか１種又は２種を含み、残部Ｃｕと不可避
的不純物からなり、ラメラ状の組織を有する銅合金で、
ラメラ状組織が共晶組織であるもの。またその製造方法
は上記合金を溶解後の鋳造凝固過程において、1100〜 4
00℃の温度範囲で平均 200℃／min 以下の凝固速度で冷
却し、共晶組織を有する鋳塊を得た後に 600〜 950℃の
温度範囲で熱間加工を行なってラメラ状組織を現出させ
る。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、優れた加工性を示し、
且つ高い強度を有し、機器部材，一般構造材等やばね
材，コネクター材，リードフレーム材等の電子電気機器
用材として適する易加工高力銅合金とその製造方法に関
するものである。
且つ高い強度を有し、機器部材，一般構造材等やばね
材，コネクター材，リードフレーム材等の電子電気機器
用材として適する易加工高力銅合金とその製造方法に関
するものである。
【０００２】
【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】近年の
電子電気産業における軽薄短小化は、そこで使用される
機器の小型化・軽量化を促し、それに伴いその構成部品
の小型化・軽量化・高性能化が一段と望まれている。こ
の要求に対して、その構成部品の基盤を成す構造材や、
コネクター，リードフレーム材等も小型・軽量化のため
に薄肉化が望まれ、更により高い強度を有する材料が必
要となってきていた。それに対して、従来は「Ｃｕ−Ｂ
ｅ」「Ｃｕ−Ｔｉ」等の析出硬化型合金やＣｕ−Ｎｉ−
Ｓｎ」等のスピノーダル分解型合金が使用されてきた
が、これらの合金では共通して高温での熱処理とその後
に行われる時効処理が不可欠であり、この工程は材料の
特性を高める働きをするものであるが、他方特性の変動
要因を引き起こすもので、その制御の方法が容易ではな
くそのために、設備の導入や工程数の増加を招き価格高
騰の一因となっている。又、これらの合金においては、
時効処理後は延性が著しく低下し、それ以後の成形が難
しく割れを生じたり、折れたりの欠陥を生じてしまう事
がある。
電子電気産業における軽薄短小化は、そこで使用される
機器の小型化・軽量化を促し、それに伴いその構成部品
の小型化・軽量化・高性能化が一段と望まれている。こ
の要求に対して、その構成部品の基盤を成す構造材や、
コネクター，リードフレーム材等も小型・軽量化のため
に薄肉化が望まれ、更により高い強度を有する材料が必
要となってきていた。それに対して、従来は「Ｃｕ−Ｂ
ｅ」「Ｃｕ−Ｔｉ」等の析出硬化型合金やＣｕ−Ｎｉ−
Ｓｎ」等のスピノーダル分解型合金が使用されてきた
が、これらの合金では共通して高温での熱処理とその後
に行われる時効処理が不可欠であり、この工程は材料の
特性を高める働きをするものであるが、他方特性の変動
要因を引き起こすもので、その制御の方法が容易ではな
くそのために、設備の導入や工程数の増加を招き価格高
騰の一因となっている。又、これらの合金においては、
時効処理後は延性が著しく低下し、それ以後の成形が難
しく割れを生じたり、折れたりの欠陥を生じてしまう事
がある。
【０００３】
【課題を解決するための手段】本発明は、「Ｃｕ−Ｂ
ｅ」「Ｃｕ−Ｔｉ」等の析出硬化型合金や「Ｃｕ−Ｎｉ
−Ｓｎ」等のスピノーダル分解型合金が共通して抱えて
いる製造上の難しさを解消し、低廉に且つ容易に製造が
可能で、これら合金と同等以上の優れた強度や延性や加
工性を合せ持つ高力銅合金を提供する事を目的とするも
のである。本願の発明者等は、本願に先立って、特願平
2-50071号において同様の「Ｃｕ−Ｍｎ−Ａｌ」合金を
出願しているが、合金強度が 980Ｎ／mm2 以上が要求さ
れる場合では、延性や冷間加工性等に劣るところがあっ
たのに対し、本発明では、冷間加工性に優れ、高強度を
得られる合金組成と組織状態を新たに見いだしたもの
で、前記出願合金の不満点を改良したものである。
ｅ」「Ｃｕ−Ｔｉ」等の析出硬化型合金や「Ｃｕ−Ｎｉ
−Ｓｎ」等のスピノーダル分解型合金が共通して抱えて
いる製造上の難しさを解消し、低廉に且つ容易に製造が
可能で、これら合金と同等以上の優れた強度や延性や加
工性を合せ持つ高力銅合金を提供する事を目的とするも
のである。本願の発明者等は、本願に先立って、特願平
2-50071号において同様の「Ｃｕ−Ｍｎ−Ａｌ」合金を
出願しているが、合金強度が 980Ｎ／mm2 以上が要求さ
れる場合では、延性や冷間加工性等に劣るところがあっ
たのに対し、本発明では、冷間加工性に優れ、高強度を
得られる合金組成と組織状態を新たに見いだしたもの
で、前記出願合金の不満点を改良したものである。
【０００４】以上に鑑み本発明は、低廉に且つ容易に製
造でき、併せて強度が高く、延性に富み高加工性を有し
ている高力銅合金とその製造方法を開発したものであ
る。
造でき、併せて強度が高く、延性に富み高加工性を有し
ている高力銅合金とその製造方法を開発したものであ
る。
【０００５】即ち、本発明銅合金は、Ｍｎ12〜20wt％，
Ａｌ５〜９wt％，Ｎｉ２〜10wt％を含み、更にＣｏ２〜
10wt％，Ｆｅ２〜10wt％の範囲内で何れか１種又は２種
を含み残部Ｃｕと不可避的不純物とからなり、ラメラ状
の組織を有している事を特徴とし、そのラメラ状組織が
共晶組織であるものがよい。
Ａｌ５〜９wt％，Ｎｉ２〜10wt％を含み、更にＣｏ２〜
10wt％，Ｆｅ２〜10wt％の範囲内で何れか１種又は２種
を含み残部Ｃｕと不可避的不純物とからなり、ラメラ状
の組織を有している事を特徴とし、そのラメラ状組織が
共晶組織であるものがよい。
【０００６】次に本発明の製造方法は、上記組成合金を
溶解後の鋳造凝固過程に於いて、1100〜 400℃の温度範
囲で、平均 200℃／min 以下の凝固速度で冷却し、共晶
組織を有する鋳塊を得た後に、 600〜 950℃の温度範囲
で熱間加工を行ない、ラメラ状組織を現出させる事を特
徴とする。尚、本発明銅合金は、溶体化処理や特殊な時
効処理等の熱処理を施さなくても、十分満足すべき特性
が得られるものである。
溶解後の鋳造凝固過程に於いて、1100〜 400℃の温度範
囲で、平均 200℃／min 以下の凝固速度で冷却し、共晶
組織を有する鋳塊を得た後に、 600〜 950℃の温度範囲
で熱間加工を行ない、ラメラ状組織を現出させる事を特
徴とする。尚、本発明銅合金は、溶体化処理や特殊な時
効処理等の熱処理を施さなくても、十分満足すべき特性
が得られるものである。
【０００７】
【作用】本発明の易加工高力銅合金を構成する合金成分
の添加理由とその組成範囲の限定理由について以下に述
べる。先ず、本発明の主成分である、Ｍｎ，Ａｌ元素は
Ｍｎ12〜20wt％，Ａｌ５〜９wt％の範囲で共添して含有
させる事により、α相とβ相とからなるラメラ状の共晶
組織を現出させ、冷間加工性を著しく良好に改善するも
ので、範囲外では充分な共晶組織を得る事が出来ず、良
好な冷間加工性が示されない。
の添加理由とその組成範囲の限定理由について以下に述
べる。先ず、本発明の主成分である、Ｍｎ，Ａｌ元素は
Ｍｎ12〜20wt％，Ａｌ５〜９wt％の範囲で共添して含有
させる事により、α相とβ相とからなるラメラ状の共晶
組織を現出させ、冷間加工性を著しく良好に改善するも
ので、範囲外では充分な共晶組織を得る事が出来ず、良
好な冷間加工性が示されない。
【０００８】更にＮｉ，Ｃｏ，Ｆｅ元素は、「Ｃｕ−Ｍ
ｎ−Ａｌ」三元合金では、この共晶組織が高温でやや不
安定で分解しやすくなり、加工性や特性の低下を招く事
を防止する為に添加するものである。即ち共晶組織の安
定化元素としてＮｉ２〜10wt％と，更にＣｏ２〜10wt，
Ｆｅ２〜10wt％の範囲内で何れか１種又は２種が添加さ
れ、冷間加工性の確保と強度の維持向上を行うものであ
るが、特にＮｉ元素はその効果が極めて大きい。しかし
て、何れも含有量の下限未満ではその効果が見られず、
上限を越えての含有は共晶組織を逆に壊し易くしてしま
う為に含有量の範囲を限定しているものである。
ｎ−Ａｌ」三元合金では、この共晶組織が高温でやや不
安定で分解しやすくなり、加工性や特性の低下を招く事
を防止する為に添加するものである。即ち共晶組織の安
定化元素としてＮｉ２〜10wt％と，更にＣｏ２〜10wt，
Ｆｅ２〜10wt％の範囲内で何れか１種又は２種が添加さ
れ、冷間加工性の確保と強度の維持向上を行うものであ
るが、特にＮｉ元素はその効果が極めて大きい。しかし
て、何れも含有量の下限未満ではその効果が見られず、
上限を越えての含有は共晶組織を逆に壊し易くしてしま
う為に含有量の範囲を限定しているものである。
【０００９】更に、本発明では、その組織をラメラ状の
共晶組織にする事により、冷間加工性を高めると共に、
980Ｎ／mm2 以上の高強度を必然的に得るものである。
共晶組織にする事により、冷間加工性を高めると共に、
980Ｎ／mm2 以上の高強度を必然的に得るものである。
【００１０】次に製造法に関しては、溶解後の凝固速度
を1100〜 400℃の温度範囲に於いて平均 200℃／min 以
下と限定したのは、この温度範囲における凝固過程に於
いて、共晶組織が生成するためで、この条件より速い凝
固速度では、共晶組織が不均一に生成したり、生成しな
かったりしてしまうためである。
を1100〜 400℃の温度範囲に於いて平均 200℃／min 以
下と限定したのは、この温度範囲における凝固過程に於
いて、共晶組織が生成するためで、この条件より速い凝
固速度では、共晶組織が不均一に生成したり、生成しな
かったりしてしまうためである。
【００１１】また、熱間加工時の温度を 600〜 950℃と
したのはこの範囲内では共晶組織を損う事なく熱間加工
を行なう事が出来るためで、これより低い温度では加工
時の変形抵抗が大きく加工が困難となり、高いと部分溶
融したり、共晶組織を損うために制限したものである。
したのはこの範囲内では共晶組織を損う事なく熱間加工
を行なう事が出来るためで、これより低い温度では加工
時の変形抵抗が大きく加工が困難となり、高いと部分溶
融したり、共晶組織を損うために制限したものである。
【００１２】
【実施例】以下に本発明をその実施例を用いて説明す
る。表１に示す組成の合金を溶解し、 100℃／分以内の
冷却速度で凝固鋳造し、厚さ30mmの鋳塊を得、 900℃×
１時間の加熱保持後直ちに、その温度から熱間圧延を開
始し、厚さ８mmの熱延材を得た後に、その表面を面削
し、厚さ４mmの板材を作製し供試材とした。
る。表１に示す組成の合金を溶解し、 100℃／分以内の
冷却速度で凝固鋳造し、厚さ30mmの鋳塊を得、 900℃×
１時間の加熱保持後直ちに、その温度から熱間圧延を開
始し、厚さ８mmの熱延材を得た後に、その表面を面削
し、厚さ４mmの板材を作製し供試材とした。
【００１３】この作製した供試材を用いて、表１に示し
た各特性を測定した。即ち引張強度及び 0.2％耐力につ
いては、この供試材を１mm迄冷間圧延し、520℃×２時
間の熱処理を施した後に、40％の冷間圧延を加え、厚さ
0.6mmの板材を調整し、この板材を用いて JIS-Z2241に
準拠して測定を行った。また冷間加工性については、供
試材に冷間加工を行い割れを生じない最大の冷間加工率
を限界冷間加工率として記録した。さらに曲げ性は、 J
IS-Z2248 Ｖブロック法に準拠して行い、曲げ角度は90
度を採用し、曲げの内側半径と板厚との比が 2.0の所で
曲げの外側表面の状態を観察し、平滑なものを「○」，
シワが見られるものを「△」，割れているものを「×」
と判定して表１に示した。
た各特性を測定した。即ち引張強度及び 0.2％耐力につ
いては、この供試材を１mm迄冷間圧延し、520℃×２時
間の熱処理を施した後に、40％の冷間圧延を加え、厚さ
0.6mmの板材を調整し、この板材を用いて JIS-Z2241に
準拠して測定を行った。また冷間加工性については、供
試材に冷間加工を行い割れを生じない最大の冷間加工率
を限界冷間加工率として記録した。さらに曲げ性は、 J
IS-Z2248 Ｖブロック法に準拠して行い、曲げ角度は90
度を採用し、曲げの内側半径と板厚との比が 2.0の所で
曲げの外側表面の状態を観察し、平滑なものを「○」，
シワが見られるものを「△」，割れているものを「×」
と判定して表１に示した。
【００１４】尚、比較合金Ｎo.18は本発明合金Ｎo.３の
成分組成の合金鋳塊を 750℃× 500時間熱処理してラメ
ラ状組織を分解させ、α＋βの２相組織にしたものであ
り、また比較合金Ｎo.17は凝固速度を約 300℃／min で
行なったものである。更に従来の「Ｃｕ−Ｂｅ］系合金
をＮo.18，「Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ」系合金をＮo.19として
上記と同様に各特性試験を行ない、結果を表１に併記し
た。比較合金Ｎo.14〜17は板厚 0.6mmまで冷間加工でき
なかったので限界冷間加工率に相当する板厚で強度及び
曲げ等の試験を行なった。
成分組成の合金鋳塊を 750℃× 500時間熱処理してラメ
ラ状組織を分解させ、α＋βの２相組織にしたものであ
り、また比較合金Ｎo.17は凝固速度を約 300℃／min で
行なったものである。更に従来の「Ｃｕ−Ｂｅ］系合金
をＮo.18，「Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ」系合金をＮo.19として
上記と同様に各特性試験を行ない、結果を表１に併記し
た。比較合金Ｎo.14〜17は板厚 0.6mmまで冷間加工でき
なかったので限界冷間加工率に相当する板厚で強度及び
曲げ等の試験を行なった。
【００１５】
【表１】
【００１６】表１から明らかなように、本発明合金Ｎo.
１〜Ｎo.12は何れも、従来合金Ｎo.18〜19と比較して、
強度は同等ないし優れており、更に曲げ性，冷間加工性
などに優れているのが判る。これに対して、Ｍｎ，Ａ
ｌ，Ｎｉ，Ｃｏの少ない比較合金Ｎo.13では強度不足が
顕著に見られ、ＡｌないしＮｉ，Ｃｏ含有量の多い比較
合金Ｎo.14，15では、曲げ性や冷間加工性に著しく劣っ
たり（Ｎo.14）、鋳造が出来なかった（Ｎo.15）事が判
る。更に、本発明の製造条件から外れた比較合金Ｎo.16
や、組織が異なる比較合金Ｎo.17では、強度や曲げ性や
冷間加工性が劣っている事が判る。
１〜Ｎo.12は何れも、従来合金Ｎo.18〜19と比較して、
強度は同等ないし優れており、更に曲げ性，冷間加工性
などに優れているのが判る。これに対して、Ｍｎ，Ａ
ｌ，Ｎｉ，Ｃｏの少ない比較合金Ｎo.13では強度不足が
顕著に見られ、ＡｌないしＮｉ，Ｃｏ含有量の多い比較
合金Ｎo.14，15では、曲げ性や冷間加工性に著しく劣っ
たり（Ｎo.14）、鋳造が出来なかった（Ｎo.15）事が判
る。更に、本発明の製造条件から外れた比較合金Ｎo.16
や、組織が異なる比較合金Ｎo.17では、強度や曲げ性や
冷間加工性が劣っている事が判る。
【００１７】
【発明の効果】このように本発明によれば、強度，曲げ
性，冷間加工性に優れた銅合金材料が得られ、機器部材
や電子電気機器用材の小型，軽量化に対して著しい効果
を奏するものである。
性，冷間加工性に優れた銅合金材料が得られ、機器部材
や電子電気機器用材の小型，軽量化に対して著しい効果
を奏するものである。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 浅井 真人
東京都千代田区丸の内２丁目６番１号 古
河電気工業株式会社内
(72)発明者 竹田 守
東京都千代田区丸の内２丁目６番１号 古
河電気工業株式会社内
(72)発明者 佐藤 矩正
東京都千代田区丸の内２丁目６番１号 古
河電気工業株式会社内
Claims (3)
- 【請求項１】 Ｍｎ12〜20wt％，Ａｌ５〜９wt％，Ｎｉ
２〜10wt％を含み、更にＣｏ２〜10wt％，Ｆｅ２〜10wt
％の範囲内で何れか１種又は２種を含み残部Ｃｕと不可
避的不純物とからなり、ラメラ状の組織を有しているこ
とを特徴とする易加工高力銅合金。 - 【請求項２】 ラメラ状組織が共晶組織である請求項１
記載の易加工高力銅合金。 - 【請求項３】 Ｍｎ12〜20wt％，Ａｌ５〜９wt％，Ｎｉ
２〜10wt％を含み、更にＣｏ２〜10wt％，Ｆｅ２〜10wt
％の範囲内で何れか１種又は２種を含み残部Ｃｕと不可
避的不純物とからなるＣｕ合金を溶解後の鋳造凝固過程
に於いて、1100〜 400℃の温度範囲で、平均 200℃/min
以下の凝固速度で冷却し、共晶組織を有する鋳塊を得た
後に、 600〜 950℃の温度範囲で熱間加工を行ない、ラ
メラ状の組織を現出させることを特徴とする易加工高力
銅合金の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP20542391A JPH0525568A (ja) | 1991-07-22 | 1991-07-22 | 易加工高力銅合金とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP20542391A JPH0525568A (ja) | 1991-07-22 | 1991-07-22 | 易加工高力銅合金とその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0525568A true JPH0525568A (ja) | 1993-02-02 |
Family
ID=16506605
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP20542391A Pending JPH0525568A (ja) | 1991-07-22 | 1991-07-22 | 易加工高力銅合金とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0525568A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US8021499B2 (en) | 2005-10-11 | 2011-09-20 | Japan Science And Technology Agency | Functional member from co-based alloy and process for producing the same |
| US8529710B2 (en) | 2006-10-11 | 2013-09-10 | Japan Science And Technology Agency | High-strength co-based alloy with enhanced workability and process for producing the same |
| CN105316522A (zh) * | 2015-12-02 | 2016-02-10 | 苏州龙腾万里化工科技有限公司 | 一种便于生产的铸造加工用白铜合金 |
| CN110551931A (zh) * | 2018-05-31 | 2019-12-10 | 比亚迪股份有限公司 | 电子产品的结构部件及其制备方法与电子产品 |
-
1991
- 1991-07-22 JP JP20542391A patent/JPH0525568A/ja active Pending
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US8021499B2 (en) | 2005-10-11 | 2011-09-20 | Japan Science And Technology Agency | Functional member from co-based alloy and process for producing the same |
| US8529710B2 (en) | 2006-10-11 | 2013-09-10 | Japan Science And Technology Agency | High-strength co-based alloy with enhanced workability and process for producing the same |
| CN105316522A (zh) * | 2015-12-02 | 2016-02-10 | 苏州龙腾万里化工科技有限公司 | 一种便于生产的铸造加工用白铜合金 |
| CN110551931A (zh) * | 2018-05-31 | 2019-12-10 | 比亚迪股份有限公司 | 电子产品的结构部件及其制备方法与电子产品 |
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