JPH059619A - 高力銅合金の製造方法 - Google Patents
高力銅合金の製造方法Info
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- JPH059619A JPH059619A JP19353491A JP19353491A JPH059619A JP H059619 A JPH059619 A JP H059619A JP 19353491 A JP19353491 A JP 19353491A JP 19353491 A JP19353491 A JP 19353491A JP H059619 A JPH059619 A JP H059619A
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- casting
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 機器部材，一般構造材等や、バネ材，コネク
ター材，リードフレーム等電子電気機器用材として適し
た高力銅合金を低廉且つ容易に製造する。 【構成】 Ｍｎ：10〜35wt％、Ａｌ：５〜15wt％を含
み、又はさらに0.01〜10wt％の範囲内でＮｉ，Ｃｏ，Ｆ
ｅ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｓｉ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｓｎ，Ｍｇ，
Ｐ，Ｂｅ，Ｓｂ，Ｃｄ，Ａｓ，Ｚｒ，Ｚｎ，Ｂ，Ｙ，Ｌ
ａの内いずれか１種又は２種以上を合計0.1 〜15wt％含
み、残部がＣｕと不可避的不純物からなる銅合金を溶解
してその溶湯内にＡｒガスを吹き込み、Ｈ2 成分を脱湯
させた後に鋳造を行い、その後230 〜660 ℃の温度範囲
に加熱保持した状態で加工を行って所定の形状に成形す
る製造方法。 【効果】 加工性、強度及び曲げ性に優れた銅合金材料
が得られる。
ター材，リードフレーム等電子電気機器用材として適し
た高力銅合金を低廉且つ容易に製造する。 【構成】 Ｍｎ：10〜35wt％、Ａｌ：５〜15wt％を含
み、又はさらに0.01〜10wt％の範囲内でＮｉ，Ｃｏ，Ｆ
ｅ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｓｉ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｓｎ，Ｍｇ，
Ｐ，Ｂｅ，Ｓｂ，Ｃｄ，Ａｓ，Ｚｒ，Ｚｎ，Ｂ，Ｙ，Ｌ
ａの内いずれか１種又は２種以上を合計0.1 〜15wt％含
み、残部がＣｕと不可避的不純物からなる銅合金を溶解
してその溶湯内にＡｒガスを吹き込み、Ｈ2 成分を脱湯
させた後に鋳造を行い、その後230 〜660 ℃の温度範囲
に加熱保持した状態で加工を行って所定の形状に成形す
る製造方法。 【効果】 加工性、強度及び曲げ性に優れた銅合金材料
が得られる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は機器部材，一般構造材等
やバネ材，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高力銅合金の製造方法に関し、
特に優れた加工性を示し、且つ高い強度を有するもので
ある。
やバネ材，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高力銅合金の製造方法に関し、
特に優れた加工性を示し、且つ高い強度を有するもので
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なす構造材やコネ
クター，リードフレーム材等も小型化・軽量化のため薄
肉化が望まれ、さらに高い強度を有する材料が必要にな
ってきた。
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なす構造材やコネ
クター，リードフレーム材等も小型化・軽量化のため薄
肉化が望まれ、さらに高い強度を有する材料が必要にな
ってきた。
【０００３】これに対して従来は「Ｃｕ−Ｂｅ」「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
の合金は共通して、高温での熱処理とその後の時効処理
が不可欠である。ところで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は容易ではなく、そのための設備
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。さらにこれらの合金においては、時効処理後は延性
が著しく低下するので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が発生してしまう。
−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
の合金は共通して、高温での熱処理とその後の時効処理
が不可欠である。ところで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は容易ではなく、そのための設備
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。さらにこれらの合金においては、時効処理後は延性
が著しく低下するので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が発生してしまう。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明は「Ｃｕ−Ｂｅ」
「Ｃｕ−Ｔｉ」等の析出硬化型合金や「Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓ
ｎ」等のスピノーダル分解型合金が共通して抱えている
製造性の難しさを解消し、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、延性及び加工
性を併せ持つ高力銅合金の製造方法を提供するものであ
る。
「Ｃｕ−Ｔｉ」等の析出硬化型合金や「Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓ
ｎ」等のスピノーダル分解型合金が共通して抱えている
製造性の難しさを解消し、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、延性及び加工
性を併せ持つ高力銅合金の製造方法を提供するものであ
る。
【０００５】即ち本発明は、Ｍｎ：10〜35wt％、Ａｌ：
５〜15wt％を含み、残部がＣｕと不可避的不純物からな
る銅合金を溶解してその溶湯内にＡｒガスを吹き込み、
Ｈ2 成分を脱湯させた後に鋳造を行い、その後230 〜66
0 ℃の温度範囲に加熱保持した状態で加工を行って所定
の形状に成形することを特徴とするものであり、さらに
この製造法において、溶解鋳造時に、真空雰囲気又は不
活性ガス雰囲気中で溶解し、銅合金に含まれるガス成分
を除去しながら鋳造を行うのは有効である。
５〜15wt％を含み、残部がＣｕと不可避的不純物からな
る銅合金を溶解してその溶湯内にＡｒガスを吹き込み、
Ｈ2 成分を脱湯させた後に鋳造を行い、その後230 〜66
0 ℃の温度範囲に加熱保持した状態で加工を行って所定
の形状に成形することを特徴とするものであり、さらに
この製造法において、溶解鋳造時に、真空雰囲気又は不
活性ガス雰囲気中で溶解し、銅合金に含まれるガス成分
を除去しながら鋳造を行うのは有効である。
【０００６】また本発明の他の一つは、Ｍｎ：10〜35wt
％、Ａｌ：５〜15wt％を含み、さらに0.01〜10wt％の範
囲内でＮｉ，Ｃｏ，Ｆｅ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｓｉ，Ｎ
ｂ，Ｍｏ，Ｓｎ，Ｍｇ，Ｐ，Ｂｅ，Ｓｂ，Ｃｄ，Ａｓ，
Ｚｒ，Ｚｎ，Ｂ，Ｙ，Ｌａの内いずれか１種又は２種以
上を合計0.1 〜15wt％含み、残部がＣｕと不可避的不純
物からなる銅合金を溶解してその溶湯内にＡｒガスを吹
き込み、Ｈ2 成分を脱湯させた後に鋳造を行い、その後
230 〜660 ℃の温度範囲に加熱保持した状態で加工を行
って所定の形状に成形することを特徴とするものであ
り、この際溶解鋳造時に、真空雰囲気又は不活性ガス雰
囲気中で溶解し、銅合金に含まれるガス成分を除去しな
がら鋳造を行うのは効果がある。
％、Ａｌ：５〜15wt％を含み、さらに0.01〜10wt％の範
囲内でＮｉ，Ｃｏ，Ｆｅ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｓｉ，Ｎ
ｂ，Ｍｏ，Ｓｎ，Ｍｇ，Ｐ，Ｂｅ，Ｓｂ，Ｃｄ，Ａｓ，
Ｚｒ，Ｚｎ，Ｂ，Ｙ，Ｌａの内いずれか１種又は２種以
上を合計0.1 〜15wt％含み、残部がＣｕと不可避的不純
物からなる銅合金を溶解してその溶湯内にＡｒガスを吹
き込み、Ｈ2 成分を脱湯させた後に鋳造を行い、その後
230 〜660 ℃の温度範囲に加熱保持した状態で加工を行
って所定の形状に成形することを特徴とするものであ
り、この際溶解鋳造時に、真空雰囲気又は不活性ガス雰
囲気中で溶解し、銅合金に含まれるガス成分を除去しな
がら鋳造を行うのは効果がある。
【０００７】
【作用】上記の本発明の高力銅合金の製造条件につい
て、その構成と限定理由を以下に述べる。
て、その構成と限定理由を以下に述べる。
【０００８】先ず本発明の製造方法における銅合金の主
成分であるＭｎ，Ａｌの両元素は共添して含有せしめる
ことにより、α相とβ相の２相あるいはβ相単相からな
る合金組織を形成するので高い強度を示す。ところでβ
相は低温領域で変形抵抗が大きく、冷間での加工が困難
であるため製造性を極めて悪くする。しかしながら本発
明者らは上記の合金は230 〜660 ℃の温度範囲におい
て、変形抵抗が著しく低くなることを見出したもので、
該合金はこの温度領域では極めて良好な加工性を示すも
のである。しかしてこの温度範囲より高い場合には、逆
に加工性が低下してしまう現象が現れる。
成分であるＭｎ，Ａｌの両元素は共添して含有せしめる
ことにより、α相とβ相の２相あるいはβ相単相からな
る合金組織を形成するので高い強度を示す。ところでβ
相は低温領域で変形抵抗が大きく、冷間での加工が困難
であるため製造性を極めて悪くする。しかしながら本発
明者らは上記の合金は230 〜660 ℃の温度範囲におい
て、変形抵抗が著しく低くなることを見出したもので、
該合金はこの温度領域では極めて良好な加工性を示すも
のである。しかしてこの温度範囲より高い場合には、逆
に加工性が低下してしまう現象が現れる。
【０００９】また本発明に係る合金において、Ｍｎ含有
量を10〜35wt％、Ａｌ含有量を５〜15wt％と限定したの
は、いずれも下限未満では十分な強度が得られず、上限
を越えると加工が困難となるためである。
量を10〜35wt％、Ａｌ含有量を５〜15wt％と限定したの
は、いずれも下限未満では十分な強度が得られず、上限
を越えると加工が困難となるためである。
【００１０】次に副成分であるＮｉ，Ｃｏ，Ｆｅ，Ｔ
ｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｓｉ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｓｎ，Ｍｇ，Ｐ，Ｂ
ｅ，Ｓｂ，Ｃｄ，Ａｓ，Ｚｒ，Ｚｎ，Ｂ，Ｙ，Ｌａの各
元素については、Ｃｕ−Ｍｎ−Ａｌ合金により高い強度
を付加するものであり、Ｃｏ，Ｓｎ，Ｍｇ，Ｓｉ，Ｖ，
Ｎｉでは特にその効果が大きい。またＰ，Ｂｅ，Ｓｂ，
Ｃｒ，Ｖ，Ａｓ，Ｚｒ，Ｂ，Ｙ，Ｌａ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍ
ｏは少量の添加によって、凝固過程，熱間加工もしくは
焼鈍時の熱履歴における結晶粒の粗大化を抑制し、230
〜660 ℃の温度範囲に加熱保持した状態で上記合金を加
工する際に加工性をより高める働きをするものである。
しかして上記各元素の添加量を、0.01〜10wt％の範囲内
でいずれか１種又は２種以上を合計0.1〜15wt％と限定
したのは、その下限未満では効果がなく、上限を越える
と加工が困難となるためである。
ｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｓｉ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｓｎ，Ｍｇ，Ｐ，Ｂ
ｅ，Ｓｂ，Ｃｄ，Ａｓ，Ｚｒ，Ｚｎ，Ｂ，Ｙ，Ｌａの各
元素については、Ｃｕ−Ｍｎ−Ａｌ合金により高い強度
を付加するものであり、Ｃｏ，Ｓｎ，Ｍｇ，Ｓｉ，Ｖ，
Ｎｉでは特にその効果が大きい。またＰ，Ｂｅ，Ｓｂ，
Ｃｒ，Ｖ，Ａｓ，Ｚｒ，Ｂ，Ｙ，Ｌａ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍ
ｏは少量の添加によって、凝固過程，熱間加工もしくは
焼鈍時の熱履歴における結晶粒の粗大化を抑制し、230
〜660 ℃の温度範囲に加熱保持した状態で上記合金を加
工する際に加工性をより高める働きをするものである。
しかして上記各元素の添加量を、0.01〜10wt％の範囲内
でいずれか１種又は２種以上を合計0.1〜15wt％と限定
したのは、その下限未満では効果がなく、上限を越える
と加工が困難となるためである。
【００１１】
【実施例】次に本発明の実施例を説明する。表１に示す
組成の合金を溶解鋳造して厚さ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
開始して厚さ３mmの熱間圧延材を得た。次にその表面を
面削して厚さ２mmの板材を作製し供試材とした。
組成の合金を溶解鋳造して厚さ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
開始して厚さ３mmの熱間圧延材を得た。次にその表面を
面削して厚さ２mmの板材を作製し供試材とした。
【００１２】これら各供試材に対してそれぞれ表２に示
した加工温度（〜）で加工を行い、割れが生じるま
での加工率を測定し、これを限界加工度として表３に示
した。また上記加工温度が及びのものについては、
内側半径0.1mm として180 °の密着曲げを行って表面状
態の変化を調べ、その結果を曲げ評価として表面が平滑
なものを「○」, 表面に割れが発生しているものを
「×」と記して表３に示した。さらに加工温度がのも
のについては、上記曲げ試験の後室温（20℃）まで冷却
した時の曲げ部断面の硬さをマイクロビッカース試験機
を用いて荷重500grfで測定して、その結果を表３に示し
た。
した加工温度（〜）で加工を行い、割れが生じるま
での加工率を測定し、これを限界加工度として表３に示
した。また上記加工温度が及びのものについては、
内側半径0.1mm として180 °の密着曲げを行って表面状
態の変化を調べ、その結果を曲げ評価として表面が平滑
なものを「○」, 表面に割れが発生しているものを
「×」と記して表３に示した。さらに加工温度がのも
のについては、上記曲げ試験の後室温（20℃）まで冷却
した時の曲げ部断面の硬さをマイクロビッカース試験機
を用いて荷重500grfで測定して、その結果を表３に示し
た。
【００１３】
【表１】
【００１４】
【表２】
【００１５】
【表３】
【００１６】表３より明らかなように、本発明例No.1〜
No.6はいずれも従来例No.10 及びNo.11 と比較して、強
度（即ち硬さ）は同等ないしは優れており、さらに曲げ
性に優れていることが判る。これに対してＡｌ含有量の
多い比較例No.8及びNo.9では加工性が著しく低下してし
まうことが判る。さらにこの場合は副成分を添加しても
加工性の回復は見られない。またＨ2 の脱湯処理を施さ
なかった比較例No.7では、鋳塊にブローホールが多発し
て供試材を作製することができなかった。
No.6はいずれも従来例No.10 及びNo.11 と比較して、強
度（即ち硬さ）は同等ないしは優れており、さらに曲げ
性に優れていることが判る。これに対してＡｌ含有量の
多い比較例No.8及びNo.9では加工性が著しく低下してし
まうことが判る。さらにこの場合は副成分を添加しても
加工性の回復は見られない。またＨ2 の脱湯処理を施さ
なかった比較例No.7では、鋳塊にブローホールが多発し
て供試材を作製することができなかった。
【００１７】また合金の組成は本発明の範囲内である
が、加工温度が本発明の範囲外である及びの条件の
ものはいずれも加工性が劣っていることが明らかであ
る。
が、加工温度が本発明の範囲外である及びの条件の
ものはいずれも加工性が劣っていることが明らかであ
る。
【００１８】
【発明の効果】このように本発明によれば、加工性，強
度及び曲げ性に優れた材料が容易に得られ、機器部材の
小型化・軽量化に対して著しい効果を奏するものであ
る。
度及び曲げ性に優れた材料が容易に得られ、機器部材の
小型化・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 大栗 章宏
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 (4)
- 【請求項１】 Ｍｎ：10〜35wt％、Ａｌ：５〜15wt％を
含み、残部がＣｕと不可避的不純物からなる銅合金を溶
解してその溶湯内にＡｒガスを吹き込み、Ｈ2 成分を脱
湯させた後に鋳造を行い、その後230 〜660 ℃の温度範
囲に加熱保持した状態で加工を行って所定の形状に成形
することを特徴とする高力銅合金の製造方法。 - 【請求項２】 溶解鋳造時に、真空雰囲気又は不活性ガ
ス雰囲気中で溶解し、銅合金に含まれるガス成分を除去
しながら鋳造を行う請求項１記載の高力銅合金の製造方
法。 - 【請求項３】 Ｍｎ：10〜35wt％、Ａｌ：５〜15wt％を
含み、さらに0.01〜10wt％の範囲内でＮｉ，Ｃｏ，Ｆ
ｅ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｓｉ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｓｎ，Ｍｇ，
Ｐ，Ｂｅ，Ｓｂ，Ｃｄ，Ａｓ，Ｚｒ，Ｚｎ，Ｂ，Ｙ，Ｌ
ａの内いずれか１種又は２種以上を合計0.1 〜15wt％含
み、残部がＣｕと不可避的不純物からなる銅合金を溶解
してその溶湯内にＡｒガスを吹き込み、Ｈ2 成分を脱湯
させた後に鋳造を行い、その後230 〜660 ℃の温度範囲
に加熱保持した状態で加工を行って所定の形状に成形す
ることを特徴とする高力銅合金の製造方法。 - 【請求項４】 溶解鋳造時に、真空雰囲気又は不活性ガ
ス雰囲気中で溶解し、銅合金に含まれるガス成分を除去
しながら鋳造を行う請求項３記載の高力銅合金の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19353491A JPH059619A (ja) | 1991-07-08 | 1991-07-08 | 高力銅合金の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19353491A JPH059619A (ja) | 1991-07-08 | 1991-07-08 | 高力銅合金の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH059619A true JPH059619A (ja) | 1993-01-19 |
Family
ID=16309680
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19353491A Pending JPH059619A (ja) | 1991-07-08 | 1991-07-08 | 高力銅合金の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH059619A (ja) |
Cited By (15)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| US5853505A (en) * | 1997-04-18 | 1998-12-29 | Olin Corporation | Iron modified tin brass |
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| KR100946721B1 (ko) * | 2009-03-26 | 2010-03-12 | 주식회사 씨제이씨 | 고강도 동합금 및 고강도 동합금 주물 |
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| CN108588478A (zh) * | 2018-06-19 | 2018-09-28 | 苏州爱盟机械有限公司 | 自行车车架用合金材料 |
| CN108754226A (zh) * | 2018-06-28 | 2018-11-06 | 太仓新浏精密五金有限公司 | 压铸铜合金 |
| CN109609804A (zh) * | 2018-12-26 | 2019-04-12 | 内蒙古工业大学 | 一种Cu-Ni-Si-Mn合金及其制备方法 |
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-
1991
- 1991-07-08 JP JP19353491A patent/JPH059619A/ja active Pending
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