JPH0826442B2 - ベリリウム銅合金の熱機械的処理方法 - Google Patents
ベリリウム銅合金の熱機械的処理方法Info
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- JPH0826442B2 JPH0826442B2 JP59235314A JP23531484A JPH0826442B2 JP H0826442 B2 JPH0826442 B2 JP H0826442B2 JP 59235314 A JP59235314 A JP 59235314A JP 23531484 A JP23531484 A JP 23531484A JP H0826442 B2 JPH0826442 B2 JP H0826442B2
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- 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
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Description
【発明の詳細な説明】 〔技術分野〕 本発明は熱機械的に処理されたベリリウム銅合金およ
びその製造方法に関するものである。
びその製造方法に関するものである。
ベリリウム−銅合金が幾多の種類の組成を持ちそして
種々の機械的性質および電気的性質の範囲を有している
ことはよく知られている。このような合金はベリリウム
を約0.1％ないし３％の範囲で含んでいて析出硬化熱処
理による時効硬化性を与え，そして特殊の目的のために
コバルト，ニッケル，銀などのような他の合金化成分を
少量含んでいる。ストリップ状の合金はコネクタ，スイ
ッチ部品，リレー，その他順送りダイで作り易い多くの
他の部品を製造するのに有用である。棒，バー，管，お
よび板のような形にしたものは，この合金は機械コネク
タ，熔接電極，噴射モールド工具，および類似した応用
に用途がひらけている。この合金の使用が進んでいる
と，より強力で而も展延性，電気伝導性、成形性，およ
び他の好ましい性質を充分保持している合金が要求され
るようになってきた。例えば，合金の強度は冷間加工を
適用することにより，析出硬化後には恐らく最大37％，
たとえば21％増加させることができる。しかしこのよう
な操作をすると材料の展延性と成形性を減少させ，その
上電気伝導度をも低下させる。これに反して，この電気
伝導度はエージング（時効）を過剰に行なえば増加させ
ることができるが，その代り強度が犠牲になる。
種々の機械的性質および電気的性質の範囲を有している
ことはよく知られている。このような合金はベリリウム
を約0.1％ないし３％の範囲で含んでいて析出硬化熱処
理による時効硬化性を与え，そして特殊の目的のために
コバルト，ニッケル，銀などのような他の合金化成分を
少量含んでいる。ストリップ状の合金はコネクタ，スイ
ッチ部品，リレー，その他順送りダイで作り易い多くの
他の部品を製造するのに有用である。棒，バー，管，お
よび板のような形にしたものは，この合金は機械コネク
タ，熔接電極，噴射モールド工具，および類似した応用
に用途がひらけている。この合金の使用が進んでいる
と，より強力で而も展延性，電気伝導性、成形性，およ
び他の好ましい性質を充分保持している合金が要求され
るようになってきた。例えば，合金の強度は冷間加工を
適用することにより，析出硬化後には恐らく最大37％，
たとえば21％増加させることができる。しかしこのよう
な操作をすると材料の展延性と成形性を減少させ，その
上電気伝導度をも低下させる。これに反して，この電気
伝導度はエージング（時効）を過剰に行なえば増加させ
ることができるが，その代り強度が犠牲になる。
合金の熱処理には，強度増強のために加えられた合金
元素の固溶体化を確実にするための溶体化処理（溶体化
焼なまし処理）および析出−硬化（時効）熱処理の２つ
があるのがふつうである。合金の溶体化処理は商業的に
は約718℃ないし899℃の範囲の温度で短時間たとえば約
５分の間行なう。溶体化処理のあと急冷，たとえば水に
より急冷，を行って合金元素を溶体状に維持する。エー
ジングはふつう約232℃ないし496℃の範囲の温度で約４
時間以内の時間行われる。
元素の固溶体化を確実にするための溶体化処理（溶体化
焼なまし処理）および析出−硬化（時効）熱処理の２つ
があるのがふつうである。合金の溶体化処理は商業的に
は約718℃ないし899℃の範囲の温度で短時間たとえば約
５分の間行なう。溶体化処理のあと急冷，たとえば水に
より急冷，を行って合金元素を溶体状に維持する。エー
ジングはふつう約232℃ないし496℃の範囲の温度で約４
時間以内の時間行われる。
〔発明の目的〕 従って本発明の目的は，或るベリリウム−銅合金にお
いて，強度，展延性，および成形性が導電性の低下を来
すことなしに従来の技術で達成し得る資質に比較して改
善されているベリリウム合金を得るための熱機械的処理
方法を提供することにある。
いて，強度，展延性，および成形性が導電性の低下を来
すことなしに従来の技術で達成し得る資質に比較して改
善されているベリリウム合金を得るための熱機械的処理
方法を提供することにある。
［発明の構成］ 本発明では、少なくとも１％のニッケルを含む重量比
で１％乃至3.5％のニッケルとコバルトとの組み合わせ
と、重量比で0.1％乃至0.7％のベリリウムとを有し、残
部が実質的に銅であるベリリウム銅合金を華氏で表され
た初期溶融温度の少なくとも90％の温度で溶体化処理し
て主要なベリリド相及び主硬化相と異なる光学的に解像
可能な微細分散されたニッケルリッチ相を前記合金の微
細構造中に生成する工程と、前記溶体処理された合金を
冷間加工して該合金の断面の厚さを少なくとも60％減少
させる工程と、316℃乃至482℃の温度で前記冷間加工さ
れた合金を時効する工程とを有し、前記ベリリウム銅合
金の諸特性を改善するようにしたことを特徴とするベリ
リウム銅合金の熱機械的処理方法が得られる。
で１％乃至3.5％のニッケルとコバルトとの組み合わせ
と、重量比で0.1％乃至0.7％のベリリウムとを有し、残
部が実質的に銅であるベリリウム銅合金を華氏で表され
た初期溶融温度の少なくとも90％の温度で溶体化処理し
て主要なベリリド相及び主硬化相と異なる光学的に解像
可能な微細分散されたニッケルリッチ相を前記合金の微
細構造中に生成する工程と、前記溶体処理された合金を
冷間加工して該合金の断面の厚さを少なくとも60％減少
させる工程と、316℃乃至482℃の温度で前記冷間加工さ
れた合金を時効する工程とを有し、前記ベリリウム銅合
金の諸特性を改善するようにしたことを特徴とするベリ
リウム銅合金の熱機械的処理方法が得られる。
本発明によって提供された合金生成品は銅にベリリウ
ムおよびニッケルを必須成分として加えたもので，ベリ
リウムは重量にして約0.1％ないし1.2％，好ましくは0.
4％ないし0.7％であり，ニッケルは0.1％ないし3.5％，
好ましくは約1.0％ないし2.2％の範囲である。これに代
って，コバルトとニッケルを組合わせて約0.5％ないし
3.5％，好ましくは約10％から2.5％の範囲で含ませても
よい。但しこの場合ニッケルは痕跡量以上，例えば約0.
1％以上にする。他の付随的な元素および不純物元素は
全体で最高約0.5％まではよい。このような元素および
不純物はシリコン，鉄，アルミニウム，錫，亜鉛，クロ
ーム，鉛，燐，硫黄その他を含んでいる。これらの元素
は電気伝導度および機械的性質に有害であるので，個々
の元素については一般的に0.1％を超えてはならなず，
特に好ましくはおのおのが0.01％以下，またはそれより
低い値以下にする。
ムおよびニッケルを必須成分として加えたもので，ベリ
リウムは重量にして約0.1％ないし1.2％，好ましくは0.
4％ないし0.7％であり，ニッケルは0.1％ないし3.5％，
好ましくは約1.0％ないし2.2％の範囲である。これに代
って，コバルトとニッケルを組合わせて約0.5％ないし
3.5％，好ましくは約10％から2.5％の範囲で含ませても
よい。但しこの場合ニッケルは痕跡量以上，例えば約0.
1％以上にする。他の付随的な元素および不純物元素は
全体で最高約0.5％まではよい。このような元素および
不純物はシリコン，鉄，アルミニウム，錫，亜鉛，クロ
ーム，鉛，燐，硫黄その他を含んでいる。これらの元素
は電気伝導度および機械的性質に有害であるので，個々
の元素については一般的に0.1％を超えてはならなず，
特に好ましくはおのおのが0.01％以下，またはそれより
低い値以下にする。
便宜上，溶体化処理は材料が仕上げ直前の厚さのとき
に行われる。溶体化処理時間は処理すべき断面を通して
完全に加熱するのに擁する時間だけである。溶体化処理
温度からの急冷は例えば空気または水による急冷であ
る。
に行われる。溶体化処理時間は処理すべき断面を通して
完全に加熱するのに擁する時間だけである。溶体化処理
温度からの急冷は例えば空気または水による急冷であ
る。
本発明により処理される合金は少なくとも約999℃の
初期溶融温度を有している。本発明を実行するに当って
は，溶体化処理は該合金に対する華氏で測った初期溶融
温度の少くとも約90％において効果的に行われ，ニッケ
ルリッチ相の微細な分散の析出が得られる。溶体化処理
を，上記と同じようにして、初期溶融温度の92％で効果
的に行われ,95％の温度においてさえも良い結果が得ら
れる。しかしながら初期溶融温度で行なうことは避ける
べきである。次いで溶体化焼なま処理された合金は冷間
加工され，中間溶体化処理することなしに約60％以上，
たとえば約75％,80％,90％或いはそれ以上厚さを減少さ
せることができる。（少なくとも60％の冷間加工を行う
ことによって、好ましい強度に合金の強度を増加させる
ことができる）。高度に冷間加工された材料は，ふつう
ストリップの形をしているが，次にふつう約316℃ない
し482℃の範囲内の温度で約４時間まで，たとえば約２
ないし３時間エージングされる。上記のような範囲内に
おける最高のエージング時間と温度は，成分と生成品に
望まれている性質の程度によって指定される。
初期溶融温度を有している。本発明を実行するに当って
は，溶体化処理は該合金に対する華氏で測った初期溶融
温度の少くとも約90％において効果的に行われ，ニッケ
ルリッチ相の微細な分散の析出が得られる。溶体化処理
を，上記と同じようにして、初期溶融温度の92％で効果
的に行われ,95％の温度においてさえも良い結果が得ら
れる。しかしながら初期溶融温度で行なうことは避ける
べきである。次いで溶体化焼なま処理された合金は冷間
加工され，中間溶体化処理することなしに約60％以上，
たとえば約75％,80％,90％或いはそれ以上厚さを減少さ
せることができる。（少なくとも60％の冷間加工を行う
ことによって、好ましい強度に合金の強度を増加させる
ことができる）。高度に冷間加工された材料は，ふつう
ストリップの形をしているが，次にふつう約316℃ない
し482℃の範囲内の温度で約４時間まで，たとえば約２
ないし３時間エージングされる。上記のような範囲内に
おける最高のエージング時間と温度は，成分と生成品に
望まれている性質の程度によって指定される。
溶体化処理された材料は，溶体化処理したままで（溶
体化処理した状態で）硬さを向上させ粒子の生長の阻止
に寄与するニッケルリッチ析出物の微細な分散を有して
いることが特徴である。冷間加工された溶体化処理材料
は集合組織を有していて，すなわち多結晶の結晶方向は
好ましい方向に規制されていて，長さ方向より横方向に
高い耐力強度が得られるのが特徴である。
体化処理した状態で）硬さを向上させ粒子の生長の阻止
に寄与するニッケルリッチ析出物の微細な分散を有して
いることが特徴である。冷間加工された溶体化処理材料
は集合組織を有していて，すなわち多結晶の結晶方向は
好ましい方向に規制されていて，長さ方向より横方向に
高い耐力強度が得られるのが特徴である。
第１図は本発明に従って得られた高度に冷間加工した
ストリップ生成品の縦方向の断面の光学顕微鏡写真を示
す図であって，上記の規制された結晶粒方位がはっきり
とあらわれている。1000倍で撮影したもので，写真の左
右方向の長さが約77μｍに相当する。
ストリップ生成品の縦方向の断面の光学顕微鏡写真を示
す図であって，上記の規制された結晶粒方位がはっきり
とあらわれている。1000倍で撮影したもので，写真の左
右方向の長さが約77μｍに相当する。
又第2a図および第2b図は上記の合金生成品の透過電子
顕微鏡写真を示す図である。前者は18,000倍で，後者は
141,000倍で撮影されている。
顕微鏡写真を示す図である。前者は18,000倍で，後者は
141,000倍で撮影されている。
ニッケルリッチ層の析出は，第１図においては黒点で
図中多数が雑然と現れており，又第2a図および第2b図に
おいては,0.13ないし0.25ミクロンの大きさの粒子（Ａ
で示す）として個々に分離して示されている。主硬化相
は光学顕微鏡で解像することは非常に困難で，透過電子
顕微鏡技術を用いてはじめて第2a図および第2b図に示す
ように検出可能となったものである。主硬化相（第2a図
および第2b図ではＢで示してある）はギニエ・プレスト
ン集合体析出およびγ″析出から成っていて，直径が50
ないし100Åで微細に分散している。写真に示した銅を
基本とする材料は,0.42％のBe,1.70％のNiを含む合金の
厚さ0.203ミリメートルのストリップであって，これは
厚さ2.03ミリメートルの板を982℃で溶体化処理を行
い，約90％冷間加工し,399℃で４時間エージングしたも
のである。
図中多数が雑然と現れており，又第2a図および第2b図に
おいては,0.13ないし0.25ミクロンの大きさの粒子（Ａ
で示す）として個々に分離して示されている。主硬化相
は光学顕微鏡で解像することは非常に困難で，透過電子
顕微鏡技術を用いてはじめて第2a図および第2b図に示す
ように検出可能となったものである。主硬化相（第2a図
および第2b図ではＢで示してある）はギニエ・プレスト
ン集合体析出およびγ″析出から成っていて，直径が50
ないし100Åで微細に分散している。写真に示した銅を
基本とする材料は,0.42％のBe,1.70％のNiを含む合金の
厚さ0.203ミリメートルのストリップであって，これは
厚さ2.03ミリメートルの板を982℃で溶体化処理を行
い，約90％冷間加工し,399℃で４時間エージングしたも
のである。
本発明の利点を示すために次の例を示す。
例１ 本発明の注目すべき特徴は，ニッケルリッチな析出粒
子が形成される溶体化処理温度より高い温度において，
溶体化処理された硬さが予期以上に増大することであ
る。ニッケルを痕跡以上例えば0.1％以上含む合金の異
常な硬化を示すために，色々の組成のストリップ試料
を,899℃と982℃の溶体化焼なまし温度で１時間保った
あと急冷した。硬さの観察と顕微鏡観察は急冷した状態
で行われた。次にその結果を示す。
子が形成される溶体化処理温度より高い温度において，
溶体化処理された硬さが予期以上に増大することであ
る。ニッケルを痕跡以上例えば0.1％以上含む合金の異
常な硬化を示すために，色々の組成のストリップ試料
を,899℃と982℃の溶体化焼なまし温度で１時間保った
あと急冷した。硬さの観察と顕微鏡観察は急冷した状態
で行われた。次にその結果を示す。
表１はベリリウム銅合金の上記の条件で溶体化処理さ
れた場合の急冷した状態での硬さを示している。
れた場合の急冷した状態での硬さを示している。
表２は899℃および982℃の温度で溶体化処理中のベリ
リウム銅合金における微細なニッケルリッチ析出相の形
成に関する金属組織的観察の結果を示す図である。表中
Ａはニッケルリッチ析出相が観察された場合を示し,Bは
観察されなかった場合を示している。
リウム銅合金における微細なニッケルリッチ析出相の形
成に関する金属組織的観察の結果を示す図である。表中
Ａはニッケルリッチ析出相が観察された場合を示し,Bは
観察されなかった場合を示している。
例２ この例２は試料の機械的性質および電気伝導度を測定
した結果を示すものであるが、この試験に用いた試料の
もととなるヒートの組成を，あとの例３および例４で使
用される試料のもととなるヒートの組成と共に表３に示
す。
した結果を示すものであるが、この試験に用いた試料の
もととなるヒートの組成を，あとの例３および例４で使
用される試料のもととなるヒートの組成と共に表３に示
す。
ヒートＦから作った市販用の重さのインゴット材料が
熱間圧延されて20.3mmの板にされた。ヒートＦから作ら
れた20.3mmの板が４枚用意され、これらは45分間954℃,
982℃,996℃，および1010℃でそれぞれ溶体化処理さ
れ，水で急冷された。各板は90％冷間ロールされて2.08
mmの厚さにされ，更に３片の板に切断され，これら３つ
の片は４時間アルゴン中で399℃,427℃，および454℃個
々にエージングされた。
熱間圧延されて20.3mmの板にされた。ヒートＦから作ら
れた20.3mmの板が４枚用意され、これらは45分間954℃,
982℃,996℃，および1010℃でそれぞれ溶体化処理さ
れ，水で急冷された。各板は90％冷間ロールされて2.08
mmの厚さにされ，更に３片の板に切断され，これら３つ
の片は４時間アルゴン中で399℃,427℃，および454℃個
々にエージングされた。
上記のエージングされた３つのストリップからは標準
型の伸長性試料が用意された。これらの試料試験は，縦
方向にはすべてについて行われ，横方向には一部が行わ
れた。電気伝導度は室温で測定された。
型の伸長性試料が用意された。これらの試料試験は，縦
方向にはすべてについて行われ，横方向には一部が行わ
れた。電気伝導度は室温で測定された。
表４はヒートＦからの上記の試料についての機械的，
電気的な面についての試料結果を示している。なお表中
HRCはロックウェルＣ硬度を示しまたIACSはIuternation
al Annealed Copper Standardの略である。
電気的な面についての試料結果を示している。なお表中
HRCはロックウェルＣ硬度を示しまたIACSはIuternation
al Annealed Copper Standardの略である。
例３ ヒートＧからの材料は熱間圧延、溶体化処理、表面調
製、及び冷間圧延により中間の厚さの1.52mmまでうすく
されて市販向けの重さのコイルとして加工処理した。こ
の冷間加工された厚さ1.52mmのストリップは幅18cmの幅
において982℃で線条溶体化処理された。溶体化処理さ
れたストリップは最終圧延を行って厚さを0.21mmまでう
すく，すなわち約90％減少させた。このストリップから
引張り強度の高い試料が縦方向および横方向に切り出さ
れ，アルゴン中において371℃,399℃,427℃および454℃
でエージングされた。１つの組は４時間，又１つの組は
８時間エージングされた。引張り性質，成形性，および
電気伝導度が測定された。成形性は，うすいストリップ
試料半径が次第に小さくなる多数のポンチのまわりで順
々に90℃曲げてみて，曲げた部分の引伸ばされる側の表
面に割目が生じたときのその半径から決めた。すなわ
ち，成形性を割目が生じることなく使用できる最小半径
で定義される最小曲げ半径Ｒをストリップの厚さｔで割
った形であらわしてある。
製、及び冷間圧延により中間の厚さの1.52mmまでうすく
されて市販向けの重さのコイルとして加工処理した。こ
の冷間加工された厚さ1.52mmのストリップは幅18cmの幅
において982℃で線条溶体化処理された。溶体化処理さ
れたストリップは最終圧延を行って厚さを0.21mmまでう
すく，すなわち約90％減少させた。このストリップから
引張り強度の高い試料が縦方向および横方向に切り出さ
れ，アルゴン中において371℃,399℃,427℃および454℃
でエージングされた。１つの組は４時間，又１つの組は
８時間エージングされた。引張り性質，成形性，および
電気伝導度が測定された。成形性は，うすいストリップ
試料半径が次第に小さくなる多数のポンチのまわりで順
々に90℃曲げてみて，曲げた部分の引伸ばされる側の表
面に割目が生じたときのその半径から決めた。すなわ
ち，成形性を割目が生じることなく使用できる最小半径
で定義される最小曲げ半径Ｒをストリップの厚さｔで割
った形であらわしてある。
表５は上記のヒートＧからの試料から得られた厚さ0.
21mmのストリップの引張り特性などがエージングにより
どう変るかを示したものである。なお機械的性質結果は
２回の試験の平均をとったものである。
21mmのストリップの引張り特性などがエージングにより
どう変るかを示したものである。なお機械的性質結果は
２回の試験の平均をとったものである。
例４ 種々の組成を持つヒートC,D,EおよびＨから得られる
４つの材料は例３におけるヒートＧと同じように処理さ
れた。仕上直前の状態にある0.51ないし1.52mmの範囲の
厚さのストリップ材料は,982℃で溶体化処理された。溶
体化処理されたストリップは仕上げ圧延を行なって約90
％厚さを減少させた。試料は縦方向に切り取られ，アル
ゴン中339℃で４時間エージングされた。引張の強さと
電気伝導度は室温において求めた。
４つの材料は例３におけるヒートＧと同じように処理さ
れた。仕上直前の状態にある0.51ないし1.52mmの範囲の
厚さのストリップ材料は,982℃で溶体化処理された。溶
体化処理されたストリップは仕上げ圧延を行なって約90
％厚さを減少させた。試料は縦方向に切り取られ，アル
ゴン中339℃で４時間エージングされた。引張の強さと
電気伝導度は室温において求めた。
表６は上記の結果を示したものである。
表１のデータは，コバルトを含むベリリウム−銅合金
でニッケルを痕跡しか有しないものが溶体化処理温度を
大きくすると次第に軟かくなることを示しているのに対
し，ニッケルを痕跡量以上有するベリリウム−銅合金は
溶体化処理温度が高くなるにつれて溶体化処理したまま
での硬度が増大することを示している。このような硬度
の大きな増加は、表２から明らかである。つまり、982
℃付近の溶体化処理温度では、表２に示すニッケルを含
むベリリウム銅（即ち、ヒートＡ、Ｂ、及びＥ）におい
ては、第１図及び第２図に示すように、主要なベリリド
相（ここでは、ベリリウムと銅との化合物）及び主硬化
相からはっきりと区別されるニッケルリッチ析出物が形
成される。表２に示すコバルトを含むベリリウム銅（つ
まり、ヒートＣ及びＤ）では、高い溶体化処理温度にお
いてこのような分出物が形成されない。これらのニッケ
ルリッチ析出物は、この発明に従って処理される合金の
高められた機械的及び物理的性質に対して、（ａ）分散
硬化によるマトリックスの強力化、（ｂ）高温溶体化処
理における粒子の生長を禁止することによる展延性の向
上、及び（ｃ）固溶体における合金をつくる元素の減少
による電気伝導度の向上という３点で寄与していると考
えられる。
でニッケルを痕跡しか有しないものが溶体化処理温度を
大きくすると次第に軟かくなることを示しているのに対
し，ニッケルを痕跡量以上有するベリリウム−銅合金は
溶体化処理温度が高くなるにつれて溶体化処理したまま
での硬度が増大することを示している。このような硬度
の大きな増加は、表２から明らかである。つまり、982
℃付近の溶体化処理温度では、表２に示すニッケルを含
むベリリウム銅（即ち、ヒートＡ、Ｂ、及びＥ）におい
ては、第１図及び第２図に示すように、主要なベリリド
相（ここでは、ベリリウムと銅との化合物）及び主硬化
相からはっきりと区別されるニッケルリッチ析出物が形
成される。表２に示すコバルトを含むベリリウム銅（つ
まり、ヒートＣ及びＤ）では、高い溶体化処理温度にお
いてこのような分出物が形成されない。これらのニッケ
ルリッチ析出物は、この発明に従って処理される合金の
高められた機械的及び物理的性質に対して、（ａ）分散
硬化によるマトリックスの強力化、（ｂ）高温溶体化処
理における粒子の生長を禁止することによる展延性の向
上、及び（ｃ）固溶体における合金をつくる元素の減少
による電気伝導度の向上という３点で寄与していると考
えられる。
本発明により得られる改善された性質に対する付加的
な理由は，事前に高い溶体化処理温度と強い冷間加工に
付した材料をエージングした時に形成する凝集性の主硬
化析出物の占める体積の割合が高いことに関係がある。
その高い溶体化処理はより多くのベリリウムおよびニッ
ケルとコバルトの合計を銅のマトリックスに融解させ，
これによりエージング中に析出し得る材料をより多く提
供する。強い冷間加工は集合組織を変形させ高い強度に
貢献する。
な理由は，事前に高い溶体化処理温度と強い冷間加工に
付した材料をエージングした時に形成する凝集性の主硬
化析出物の占める体積の割合が高いことに関係がある。
その高い溶体化処理はより多くのベリリウムおよびニッ
ケルとコバルトの合計を銅のマトリックスに融解させ，
これによりエージング中に析出し得る材料をより多く提
供する。強い冷間加工は集合組織を変形させ高い強度に
貢献する。
前述の表４、５および６を詳細に調べると、強度と展
延性の最もよい組合せは，（ａ）痕跡以上のニッケルの
存在と，（ｂ）少なくとも982℃の溶体化処理温度と，
（ｃ）398℃におけるエージングとの組合せから生じて
いることが分る。約98kg/mm2の耐力,10％の伸び，およ
びほぼ50％IACSの電気伝導度を含む組合せ性質が得られ
た。電気伝導度および成形性が８時間のエージング時間
によって改善された。表４および表５において試験され
た合金は，鉄，コバルト，およびアルミニウムをいずれ
も0.01％以下しか含んでおらず，またこの低い不純物量
が電気伝導度に大きく寄与していることが分る。それに
も拘わず，同じような組成のストリップ材料で，従来の
方法により37％までの冷間加工をし時効効果後最大限の
焼戻しを行って約98％kg/mm2の耐力を得たものでは，伸
びが２％を越すことなく，成形性が本発明の場合より貧
弱で伝導度がより低い。これとは反対に，同じような組
成で60゜IACSの最小の伝導度を得るために過エージング
に付した材料は，約53kg/mm2以下の耐力を示すにすぎな
い。
延性の最もよい組合せは，（ａ）痕跡以上のニッケルの
存在と，（ｂ）少なくとも982℃の溶体化処理温度と，
（ｃ）398℃におけるエージングとの組合せから生じて
いることが分る。約98kg/mm2の耐力,10％の伸び，およ
びほぼ50％IACSの電気伝導度を含む組合せ性質が得られ
た。電気伝導度および成形性が８時間のエージング時間
によって改善された。表４および表５において試験され
た合金は，鉄，コバルト，およびアルミニウムをいずれ
も0.01％以下しか含んでおらず，またこの低い不純物量
が電気伝導度に大きく寄与していることが分る。それに
も拘わず，同じような組成のストリップ材料で，従来の
方法により37％までの冷間加工をし時効効果後最大限の
焼戻しを行って約98％kg/mm2の耐力を得たものでは，伸
びが２％を越すことなく，成形性が本発明の場合より貧
弱で伝導度がより低い。これとは反対に，同じような組
成で60゜IACSの最小の伝導度を得るために過エージング
に付した材料は，約53kg/mm2以下の耐力を示すにすぎな
い。
表６のデータは，コバルトを含むベリリウム銅でニッ
ケルを痕跡量だけしか含んでいないものは，ニッケルを
痕跡以上含むものほど本発明に有効には対応していない
ことを明確に示している。
ケルを痕跡量だけしか含んでいないものは，ニッケルを
痕跡以上含むものほど本発明に有効には対応していない
ことを明確に示している。
更に，表4,5、および６に報告されている諸性質は，
例示したヒートA,B,Cなどにおけるベリリウムとニッケ
ルの量に依存していることが分る。定義された範囲内で
も化学的特性が異れば異った特性レベルを生じるが，本
発明の示すところに従えば，これらの組成は従来方法で
処理された同じ組成の合金に比べて極めて優れた性質を
与えるものと信じられる。また上に述べたようなニッケ
ルリッチ析出物は、一旦形成されると安定に残り，次に
来る再溶体化処理に対し分解しないように抵抗すると思
われ，このことはいろいろの工程段階において高温で再
溶体化処理することが付加的な利益が生じることを暗示
するものである。
例示したヒートA,B,Cなどにおけるベリリウムとニッケ
ルの量に依存していることが分る。定義された範囲内で
も化学的特性が異れば異った特性レベルを生じるが，本
発明の示すところに従えば，これらの組成は従来方法で
処理された同じ組成の合金に比べて極めて優れた性質を
与えるものと信じられる。また上に述べたようなニッケ
ルリッチ析出物は、一旦形成されると安定に残り，次に
来る再溶体化処理に対し分解しないように抵抗すると思
われ，このことはいろいろの工程段階において高温で再
溶体化処理することが付加的な利益が生じることを暗示
するものである。
第１図は本発明に従って得られた高度に冷間加工したス
トリップ生成品の金属組織を示す光学顕微鏡写真であ
り，第2a図および第2b図はいずれも前記生成品の金属組
織を示す透過電子顕微鏡写真である。 記号の説明：第2a図，第2b図において,Aはニッケルリッ
チ相粒子,Bは主硬化相粒子をそれぞれ示している。
トリップ生成品の金属組織を示す光学顕微鏡写真であ
り，第2a図および第2b図はいずれも前記生成品の金属組
織を示す透過電子顕微鏡写真である。 記号の説明：第2a図，第2b図において,Aはニッケルリッ
チ相粒子,Bは主硬化相粒子をそれぞれ示している。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭53−112222（ＪＰ，Ａ) 特開 昭56−163248（ＪＰ，Ａ) 特公 昭34−10603（ＪＰ，Ｂ１) 特公 昭36−13408（ＪＰ，Ｂ１) 特公 昭55−51505（ＪＰ，Ｂ２) 三菱電機技報 第41巻第６号 第761〜 767頁、1967年６月発行
Claims (8)
- 【請求項１】少なくとも１％のニッケルを含み重量比で
１％乃至3.5％のニッケルとコバルトとの組み合わせ
と、重量比で0.1％乃至0.7％のベリリウムとを有し、残
部が実質的に銅であるベリリウム銅合金を華氏で表され
た初期溶融温度の少なくとも90％の温度で溶対化処理し
て主要なベリリド相及び主硬化相と異なる光学的に解像
可能な微細分散されたニッケルリッチ相を前記合金の微
細構造中に生成する工程と、前記溶体化処理された合金
を冷間加工して該合金の断面の厚さを少なくとも60％減
少させる工程と、316℃乃至482℃の温度で前記冷間加工
された合金を時効する工程とを有し、前記ベリリウム銅
合金の諸特性を改善するようにしたことを特徴とするベ
リリウム銅合金の熱機械的処理方法。 - 【請求項２】特許請求の範囲第１項に記載された処理方
法において、前記ベリリウム銅合金は0.4％乃至0.7％の
ベリリウムを含むことを特徴とするベリリウム銅合金の
熱機械的処理方法。 - 【請求項３】特許請求の範囲第１項又は第２項に記載さ
れた処理方法において、前記ベリリウム銅合金は少なく
とも1.8％乃至2.2％のニッケルを含むことを特徴とする
ベリリウム銅合金の熱機械的処理方法。 - 【請求項４】特許請求の範囲第１項に記載された処理方
法において、前記溶体化処理は前記合金の華氏で表した
前記初期溶融温度の92％以内の温度で行われるようにし
たことを特徴とするベリリウム銅合金の熱機械的処理方
法。 - 【請求項５】特許請求の範囲第１項に記載された処理方
法において、前記溶体化処理は前記合金の華氏で表した
前記初期溶融温度の95％以内の温度で行われるようにし
たことを特徴とするベリリウム銅合金の熱機械的処理方
法。 - 【請求項６】特許請求の範囲第１項に記載された処理方
法において、前記合金を冷間加工して該合金の断面の厚
さを少なくとも75％減少させるようにしたことを特徴と
するベリリウム銅合金の熱機械的処理方法。 - 【請求項７】特許請求の範囲第１項に記載された処理方
法において、前記合金を冷間加工して該合金の断面の厚
さを少なくとも80％減少させるようにしたことを特徴と
するベリリウム銅合金の熱機械的処理方法。 - 【請求項８】特許請求の範囲第１項に記載された処理方
法において、前記合金が仕上げの厚さ状態である際前記
溶体化処理を行うようにしたことを特徴とするベリリウ
ム銅合金の熱機械的処理方法。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US55063183A | 1983-11-10 | 1983-11-10 | |
| US550631 | 1983-11-10 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60169535A JPS60169535A (ja) | 1985-09-03 |
| JPH0826442B2 true JPH0826442B2 (ja) | 1996-03-13 |
Family
ID=24197967
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP59235314A Expired - Lifetime JPH0826442B2 (ja) | 1983-11-10 | 1984-11-09 | ベリリウム銅合金の熱機械的処理方法 |
Country Status (7)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0826442B2 (ja) |
| CA (1) | CA1237361A (ja) |
| CH (1) | CH662822A5 (ja) |
| DE (1) | DE3439721C2 (ja) |
| FR (1) | FR2554830B1 (ja) |
| GB (1) | GB2149819B (ja) |
| IT (1) | IT1198957B (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4565586A (en) * | 1984-06-22 | 1986-01-21 | Brush Wellman Inc. | Processing of copper alloys |
| US4599120A (en) * | 1985-02-25 | 1986-07-08 | Brush Wellman Inc. | Processing of copper alloys |
| DE3773470D1 (de) * | 1986-11-13 | 1991-11-07 | Ngk Insulators Ltd | Herstellung von kupfer-berylliumlegierungen. |
| JPS63223151A (ja) * | 1987-03-12 | 1988-09-16 | Ngk Insulators Ltd | ベリリウム銅合金材料よりなる部品成形体及びその製造方法 |
Family Cites Families (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE539762C (de) * | 1926-10-20 | 1931-12-02 | Ver Deutsche Metallwerke Akt G | Verguetung von Kupfer-Beryllium-Legierungen |
| GB534288A (en) * | 1938-10-21 | 1941-03-04 | Westinghouse Electric Int Co | Improvements in or relating to copper base alloys |
| GB952545A (en) * | 1961-04-20 | 1964-03-18 | Westinghouse Electric Corp | Improved copper base alloys |
| US3663311A (en) * | 1969-05-21 | 1972-05-16 | Bell Telephone Labor Inc | Processing of copper alloys |
| JPS5949294B2 (ja) * | 1977-03-14 | 1984-12-01 | 株式会社東芝 | 銅合金とその製造方法 |
| US4179314A (en) * | 1978-12-11 | 1979-12-18 | Kawecki Berylco Industries, Inc. | Treatment of beryllium-copper alloy and articles made therefrom |
-
1984
- 1984-10-17 CA CA000465690A patent/CA1237361A/en not_active Expired
- 1984-10-30 DE DE3439721A patent/DE3439721C2/de not_active Expired - Fee Related
- 1984-11-01 GB GB08427628A patent/GB2149819B/en not_active Expired
- 1984-11-09 JP JP59235314A patent/JPH0826442B2/ja not_active Expired - Lifetime
- 1984-11-09 CH CH5379/84A patent/CH662822A5/fr not_active IP Right Cessation
- 1984-11-09 IT IT09532/84A patent/IT1198957B/it active
- 1984-11-09 FR FR848417127A patent/FR2554830B1/fr not_active Expired - Fee Related
Non-Patent Citations (1)
| Title |
|---|
| 三菱電機技報第４１巻第６号第７６１〜７６７頁、１９６７年６月発行 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| GB2149819A (en) | 1985-06-19 |
| FR2554830A1 (fr) | 1985-05-17 |
| DE3439721C2 (de) | 1995-06-08 |
| IT8409532A0 (it) | 1984-11-09 |
| IT1198957B (it) | 1988-12-21 |
| CH662822A5 (fr) | 1987-10-30 |
| GB2149819B (en) | 1987-05-13 |
| DE3439721A1 (de) | 1985-05-23 |
| FR2554830B1 (fr) | 1992-09-11 |
| GB8427628D0 (en) | 1984-12-05 |
| CA1237361A (en) | 1988-05-31 |
| JPS60169535A (ja) | 1985-09-03 |
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