JPH07122122B2

JPH07122122B2 - 高力銅合金の製造法

Info

Publication number: JPH07122122B2
Application number: JP60234204A
Authority: JP
Inventors: 元久宮藤; 洋二幸
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 1985-10-19
Filing date: 1985-10-19
Publication date: 1995-12-25
Anticipated expiration: 2010-12-25
Also published as: JPS6293357A

Description

【発明の詳細な説明】［産業上の利用分野］本発明は高力銅合金に関し、さらに詳しくは、電子機器
の機構部品の端子、コネクタ等に使用される成形加工性
に優れた高力銅合金に関する。

［従来技術］一般に、航空機および大型計算機等に使用される端子、
コネクタ等のばね材料には極めて高い信頼性が要求され
ている。

最近の電気、電子部品等の軽薄短小に伴ない、これらの
機器に使用されるばね材料の薄肉化が要求されて、その
信頼性は増々高いものが望まれるようになっている。

そして、これら高信頼性が要求される分野においては、
従来、ベリリウム銅が使用されてきているが、Beおよび
Be含有酸化物は人体に対して有害であり、かつ、高価で
あり、Beを含有する銅合金を製造する際には安全、衛生
面について種々の防護策を構じなければならず、材料自
体が高価になっている。

このような様々の問題があるベリリウム銅の代りの材料
として、Cu−Ni−Sn系合金、特に、C72700（Cu−9wt％N
i−6wt％Sn）が知られており、このC72700は安全、衛生
面において問題がなく、さらに、ベリリウム銅に匹敵す
る特性を有する高力銅合金である。

このC72700の製造法は、水平連続鋳造、また、縦型連続
鋳造による２つの方法がある。

（１）水平連続鋳造により製作された鋳塊を溶体化焼鈍
と冷間圧延を繰返すことにより薄板に加工し、溶体化焼
鈍およびそれに続く25％以上の断面減少率に相当する冷
間圧延を行なった後、300〜450℃の温度において低温焼
鈍を行ない、ベリリウム銅に匹敵する高強度を有する銅
合金を製造する。

（２）縦型連続鋳造により製作された鋳塊を熱間圧延
し、冷間圧延と中間焼鈍を繰返すことにより薄板に加工
し、溶体化焼鈍とそれに続く25％以上の断面減少率に相
当する冷間圧延の後に、300〜450℃の温度において低温
焼鈍行ない、ベリリウム銅と匹敵する高強度の銅合金を
製造する方法である。

この２つの製造法に共通している点は、溶体化焼鈍およ
びそれに続く25％以上の断面減少率に相当する冷間圧延
を行なった後に、300〜450℃の温度における低温焼鈍を
行なって高強度の銅合金とすることである。

しかし、これらの方法により得られた高力銅合金は、端
子、コネクタに成形加工される際に、曲げ部に割れを生
じ易いという欠点がある。

［発明が解決しようとする問題点］本発明は上記に説明したように、従来における航空機、
大型計算機等の高信頼性が要求されるばね材料として使
用されているベリリウム銅合金の代りのCu−Ni−Sn系合
金の問題点に鑑み、本発明者が鋭意研究を行ない、か
つ、種々検討をした結果、ベリリウム銅に匹敵する高強
度、かつ、成形加工性に優れ、さらに、従来のCu−Ni−
Sn系合金とはその処理方法が異なる高力銅合金の製造法
を開発したのである。

［問題点を解決するための手段］本発明に係る高力銅合金の製造法の特徴とするところ
は、 Ni2〜30wt％、Sn3〜9wt％を含有し、かつ、 Co0.01〜1.0wt％、Cr0.002〜0.1wt％、 Mg0.001〜0.01wt％、Si0.005〜0.2wt％のうちから選んが１種または２種以上を含有し、残部Cuおよび不可避不純物からなる銅合金
を、主としてNiおよびSn含有量により決定されるα単相
領域からの水中急冷或いは類似の冷却処理による溶体化
焼鈍を行ない、25％以下の面積減少率に相当する量で冷
間圧延を行ない、300〜450℃の温度で0.5〜５時間の低
温焼鈍を行なうことにある。

本発明に係る高力銅合金の製造法について、以下詳細に
説明する。

先ず、本発明に係る高力銅合金の製造法に使用する銅合
金の含有成分および成分割合について説明する。

Niは強度を付与する元素であり、含有量が2wt％未満で
は十分な強度が得られず、また、30wt％を越えて含有さ
れると鋳塊の熱間加工性が著しく低下し、冷間加工性も
低下する。よって、Ni含有量は２〜30wt％とする。

SnはNiと同様に強度に付与する元素であり、含有量が3w
t％未満では充分な強度が得られず、また、9wt％を越え
て含有されると鋳塊の熱間加工性が著しく低下し、冷間
加工性も低下する。よって、Sn含有量は３〜9wt％とす
る。

Coは熱間加工性を改善する元素であり、含有量が0.01wt
％未満ではその効果がなく、また、1.0wt％を越えて含
有されると熱間加工性がかえって低下する。よって、Co
含有量は0.01〜1.0wt％とする。

CrはCoと同じく熱間加工性を改善する元素であり、含有
量が0.002wt％未満ではこの効果は少なく、また、0.1wt
％を越えて含有されると熱間加工性がかえって低下す
る。よって、Cr含有量は0.002〜0.1wt％とする。

Mgは溶湯中のＳをMgSとして固定し、そのためには、Mg
含有量は0.001〜0.01wt％とする。

SiはCrの減失を抑制し、安定した熱間圧延を行なうこと
を可能にする元素で、そのためには、含有量は0.005〜
0.2wt％とする。

次に、本発明に係る高力銅合金の製造法における処理に
ついて説明する。

上記に説明した含有成分および成分割合の銅合金を縦型
連続鋳造により造塊し、この鋳塊を600℃以上の温度
で、かつ、この銅合金の融点以下の温度において鋳造組
織を崩すのに充分な60％以上の断面減少率で熱間圧延を
行なう。

さらに、この熱間圧延材に、途中において１回以上の中
間焼鈍を含む冷間圧延を行ない、次いで、この冷間圧延
材を主としてNiおよびSn含有量により決定されるα単相
領域に加熱し、続く水中急冷或いは類似の冷却処理を行
なう、溶体化処理を行ない、α単相状態とする。

そして、この材料を最終板厚まで25％以下の断面減少率
に相当する冷間圧延を行ない、さらに、300〜450℃の温
度における最終低温焼鈍を行なう。

この最終低温焼鈍により溶体化焼鈍により得られたα単
相状態が（α＋α′）２相に分離する、所謂、スピノー
ダル分解と呼ばれる相分離現象が起り、材料は引張強
さ、ばね限界値等の強度特性を著しく向上させる。

しかして、この低温焼鈍温度は、300〜450℃の温度とす
るのがよく、300℃未満の温度では材料が強化するのに
要する時間が５時間を越え、また、450℃を越える温度
では焼鈍時間が30分未満でも一部に再結晶が起り、強度
の向上が望めなくなる。

このようにして製造された銅合金は、成形加工性が良好
であり、かつ、強度特性も優れており、端子、コネクタ
用のばね材料として優れたものである。

［実施例］本発明に係る高力銅合金の製造法について実施例を説明
する。

実施例第１表に示す含有成分および成分割合の銅合金を、大気
雰囲気下において縦型連続鋳造により厚さ140mm、幅430
mmの鋳塊に造塊し、この鋳塊を820℃の温度において、
断面減少率90％の熱間加工を行ない厚さ14mmとし、この
熱間加工終了後に水中急冷を行なった。

次いで、面削を行なって厚さ13mmとし、さらに、700℃
の温度で２時間の中間焼鈍を含む冷間圧延を行ない、厚
さ0.25〜0.36mmの板材とした。

この冷間圧延材を750℃の温度に１分間保持した後水中
急冷を行なう溶体化処理を行ない、さらに、この溶体化
処理材を夫々０％、５％、15％の断面減少率に相当する
上り圧延を行なって最終板厚とした。

比較材として、夫々30％、45％の断面減少率に相当する
強加工を行なって最終板厚とした材料を調整した。

これらの冷間圧延材に、300〜500℃の温度において２時
間の低温焼鈍を行ない、引張強さ、伸びの変化を調査し
た。

その結果を第１図に示す。

加工率の異なる各材料とも低温焼鈍により引張強さが増
加し、400℃の温度に２時間保持した場合に、引張強さ
は最大となる。さらに、低温焼鈍温度を上昇させると各
材料ともに引張強さが減少する。

400℃の温度で２時間の低温焼鈍を行なった各材料の機
械的性質、物理的性質を第２表に示す。No.1〜No.3は上
り圧延において夫々０％、５％、15％の断面減少率に相
当する冷間圧延を行なった本発明に係る高力銅合金の製
造法により製造された材料であり、No.4、No.5は上り圧
延において夫々30％、45％の断面減少率に相当する冷間
圧延を行なった比較材である。

また、No.6は比較材としてベリリウム銅ミルハードン材
の機械的性質、物理的性質を示す。

この第２表より本発明は係る高力銅合金の製造法により
製造された材料のNo.1〜No.3は比較材であるNo.4、No.5
に較べて強度特性において大きな差異が認められず、低
温焼鈍後の強度に対して上り圧延加工率が影響しないこ
とがわかる。即ち、上り圧延において30％断面減少率に
相当する冷間圧延を行なったNo.5は、５％断面減少率に
相当する冷間圧延を行なったNo.2に比較して、引張強さ
において圧延方向に平行方向で4.7kgf/mm²、圧延方向に
直角方向で6.9kgf/mm²の増加をするだけである。

しかし、伸び特性は逆にNo.2が圧延方向に平行方向で1
2.2％、圧延方向に直角方向で12.9％とNo.5の夫々6.4
％、6.4％に比較して２倍の伸びを示している。そし
て、この伸びは材料の成形加工性に関係しており、上記
説明した低温焼鈍後の特性より本発明に係る高力銅合金
の製造法により製造された材料のNo.2は上り圧延におい
て強加工を行なったNo.5に比較して強度的には遜色がな
く、逆に成形加工性に優れている。また、No.2は比較材
としてのNo.6のベリリウム銅と同等の強度特性を示して
いる。

次に、本発明に係る高力銅合金の製造法により製造され
た材料の曲げ加工性について説明する。

第１図に示すように、本発明に係る高力銅合金の製造法
により製造された材料は、低温焼鈍により機械的強度が
著しく変化するが、最大強度においては上り圧延の加工
率によらず、異なる加工率の材料も全べて略同程度の機
械的強度を示し、即ち、種々の調質の材料の製造する場
合、上り圧延の加工率によらず低温焼鈍条件を変えるこ
とにより調質の調整を行なうことができる。

例えば、引張強さ80kgf/mm²の目標を調整した、上り圧
延の加工率が５％の断面減少率に相当する本発明に係る
高力銅合金の製造法により製造された材料と、比較とし
て上り圧延の加工率が30％の断面減少率に相当する材料
の曲げ加工性について第３表に示す。

本発明に係る高力銅合金の製造法により製造された材料
は、360℃の温度に２時間保持する低温焼鈍を行ない、
比較材は325℃の温度に２時間保持する低温焼鈍を行な
った。

低温焼鈍後の機械的性質は引張強さが圧延方向に平行方
向で本発明に係る高力銅合金の製造法により製造された
材料は85.7kgf/mm²で比較材の81.8kgf/mm²よりも約4kgf
/mm²も高い。しかし、伸び特性は圧延方向に平行方向で
本発明に係る高力銅合金の製造法により製造された材料
は20.7％で比較材12.6％であり、８％も優れている。

このような材料について、曲げ半径0.2mmRの90゜曲げ試
験を行ない、曲げ部の外観検査を行なった。本発明に係
る高力銅合金の製造法により製造された材料は、圧延方
向に平行方向、直角方向共に曲げ部に肌荒れを感じる程
度で良好な曲げ加工性を示す。比較材は曲げ部に皺を発
生し、曲げ加工性に劣るものである。

同様の試験を上り圧延加工率の異なる材料で行なった
が、同程度の引張強さの場合、上り圧延加工率の材料程
伸びの値が大きく、曲げ加工が良好であった。特に25％
以上の断面減少率に相当する冷間圧延を行なった場合、
25％未満の場合に比較して伸び特性値が低く、曲げ加工
性が悪くなるので上り圧延率を25％未満の断面減少率に
相当する量とした。

本発明に係る高力銅合金の製造法により製造された材料
は、強度および曲げ加工性に優れていることがわかる。

［発明の効果］以上説明したように、本発明に係る高力銅合金の製造法
は上記の構成を有しているから、成形加工性が著しく優
れており、かつ、強度も良好であって、端子、コネクタ
材料として信頼性がり、エレクトロニクス関係の分野へ
の貢献度な多大なものがある。

【図面の簡単な説明】

第１図は焼鈍温度と引張強さおよび伸びとの関係を示す
図である。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】Ni2〜30wt％、Sn3〜9wt％を含有し、かつ、 Co0.01〜1.0wt％、Cr0.002〜0.1wt％、 Mg0.001〜0.01wt％、Si0.005〜0.2wt％のうちから選んが１種または２種以上を含有し、残部Cuおよび不可避不純物からなる銅合金
を、主としてNiおよびSn含有量により決定されるα単相
領域からの水中急冷或いは類似の冷却処理による溶体化
焼鈍を行ない、25％以下の面積減少率に相当する量で冷
間圧延を行ない、300〜450℃の温度で0.5〜５時間の低
温焼鈍を行なうことを特徴とする成形加工性に優れた高
力銅合金の製造法。