JPS6293357A - 高力銅合金の製造法 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野１ 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１ 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ぎでいるが、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しなければならず、
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−ＮｉＳｎ系合金、特に、Ｃ７２７００（
Ｃｕ−９ｗｔ％Ｎｉ−６ｗｔ％Ｓｎ）が知られておリ、
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ａ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”Ｃの温度にお
いて低温焼鈍を行ない、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°Ｃ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。

しカル、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１ 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−Ｓ
ｎ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
、 Ｎｉ　２〜３０ｗｔ％、Ｓｎ　３〜９ｗｔ％を含有し、
かつ、 Ｃｏ　０．０１−１．Ｏｗｔ％、Ｃｒ　０−００２〜０
．１ｕ＋Ｌ％、Ｍｇ０．００１−０，Ｏｈｔ％、Ｓ　ｉ
　０．００５−０．２ｗｔ％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為溶体
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°Ｃ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
満では充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と同様に強度を付与する元素であり、含有量
が３Ｉｌｌｔ％未満では充分な強度が得られず、また、
９１Ｉｌｔ％を越えて含有されると鋳塊の熱間加工性が
着しく低下し、冷間加工性も低下する。よって、Ｓｎ含
有量は３〜９ＩＩＩｔ％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．
０１＋＋＋ｔ％未満ではその効果がなく、また、１．０
ｔｕｔ％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．、Ｑｕｉ
ｔ％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、０．１１％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
、Ｍ、含有量は０．００１−０．０１ｗｔ％とする。

ＳｉはＣｒの滅失を抑制し、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」二の温
度で、かつ、この銅合金の融点以下の温度においてＳ遺
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、３００〜４
．５０℃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十α′）２相に分離する、所謂、スピア−
グ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着しく向上させる。

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″Ｃ
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１ 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１４０■、幅
４３０關の鋳塊ｔこ造塊し、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１
４關とし、この熱間加工終了後に水中急冷を行なった。

次いで、両割を行なって厚さ１３ｍｍとし、さらに、７
００°Ｃ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°Ｃ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℃７７４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五り引張強さが増
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’Ｃ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＠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、Ｎ００５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表より本発明に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Ｎ
ｏ、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、Ｓは、５％断面減少率に相当す
る冷間圧延を行なったＮｏ、２に比較しで、引張強さに
おいて圧延方向に平行方向で４　、７　ｋｇｆ　７ｍｍ
２、圧延方向に直角方向で６．９ｋＦｉｆ／１１ｍ２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１２．２％、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、Ｆ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。

＠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、低温焼鈍に上Ｉ）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、種々の調質の材料を製造する
場合、」−リ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８０　ｋｇｆ　／　ｌＱ［Ｑ’を目標
に調整した、］二〇圧延の加工率が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」二〇圧延の加工率が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８５．７　ｋｇｆ　７ｍｍ２で比較材の８１　、
８ｋＨｆ／ｍ＋＋＋２よりも約４ｋＨｆ／ｍｍ’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ｔこ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
を惑し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」二〇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（こよＩ）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１ 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呟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
料として信頼性があり、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 (1)

1. 【特許請求の範囲】 Ｎｉ２〜３０ｗｔ％、Ｓｎ３〜９ｗｔ％ を含有し、かつ、 Ｃｏ０．０１〜１．０ｗｔ％、Ｃｒ０．００２〜０．１
   ｗｔ％、Ｍｇ０．００１〜０．０１ｗｔ％、Ｓｉ０．０
   ０５〜０．２ｗｔ％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。