KR101419152B1

KR101419152B1 - 전자 부품용 티탄 구리

Info

Publication number: KR101419152B1
Application number: KR1020127014280A
Authority: KR
Inventors: 나오히코 에라; 히로야스 호리에
Original assignee: 제이엑스 닛코 닛세키 킨조쿠 가부시키가이샤
Priority date: 2009-11-25
Filing date: 2010-10-29
Publication date: 2014-07-11
Also published as: CN102639731B; JP4889801B2; TW201122121A; TWI460294B; WO2011065188A1; CN102639731A; KR20120076387A; JP2011132594A

Abstract

우수한 강도 및 굽힘 가공성을 갖는 티탄 구리를 제공한다. Ti 를 2.0 ∼ 4.0 질량% 함유하고, 잔부 구리 및 불가피적 불순물로 이루어지는 전자 부품용 구리 합금으로서, 압연면의 {220} 결정면으로부터의 X 선 회절 강도 피크의 반가폭인 β{220} 이, 순구리 표준 분말의 {220} 결정면으로부터의 X 선 회절 강도 피크의 반가폭인 β₀{220} 과 다음 식 : 3.0 ≤ β{220}/β₀{220} ≤ 6.0 을 만족하고, 또한, 압연 방향에 평행한 단면의 조직 관찰에 있어서, 평균 결정 입경이 원 상당 직경으로 나타내어 30 ㎛ 이하인 구리 합금.

Description

전자 부품용 티탄 구리 {TITANIUM-COPPER FOR ELECTRONIC COMPONENT}

본 발명은 커넥터 등의 전자 부품용 부재로서 바람직한 티탄 구리 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

최근에는 휴대 단말 등으로 대표되는 전자 기기의 소형화가 더욱 더 진행되고, 따라서 그것에 사용되는 커넥터는 협피치화 및 저배화의 경향이 현저하다. 소형의 커넥터일수록 핀폭이 좁아, 작게 접은 가공 형상이 되기 때문에, 사용하는 부재에는, 필요한 스프링성을 얻기 위한 높은 강도와, 가혹한 굽힘 가공에 견딜 수 있는 우수한 굽힘 가공성이 요구된다. 이 점, 티탄을 함유하는 구리 합금 (이하, 「티탄 구리」라고 칭한다) 은, 비교적 강도가 높으며, 응력 완화 특성에 있어서는 구리 합금 중 가장 우수하기 때문에, 특히 강도가 요구되는 신호계 단자용 부재로서 예전부터 사용되어 왔다.

티탄 구리는 시효 경화형의 구리 합금이다. 용체화 처리에 의해 용질 원자인 Ti 의 과포화 고용체를 형성시키고, 그 상태로부터 저온에서 비교적 장시간의 열 처리를 실시하면, 스피노달 분해에 의해, 모상 중에 Ti 농도의 주기적 변동인 변조 구조가 발달하여, 강도가 향상된다. 이 때, 문제가 되는 것은, 강도와 굽힘 가공성이 상반되는 특성이라는 점이다. 즉, 강도를 향상시키면 휨 가공성이 저해되고, 반대로, 굽힘 가공성을 중시하면 원하는 강도가 얻어지지 않는다는 것이다. 일반적으로, 냉간 압연의 압하율을 높게 할수록, 도입되는 전위량이 많아져 전위 밀도가 높아지기 때문에, 석출에 기여하는 핵 생성 사이트가 증가되어, 시효 처리 후의 강도를 높게 할 수 있지만, 압하율을 지나치게 높게 하면 휨 가공성이 악화된다. 이 때문에, 강도 및 굽힘 가공성의 양립을 도모하는 것이 과제가 되어 왔다.

그래서, Fe, Co, Ni, Si 등의 제 3 원소를 첨가하거나 (특허문헌 1), 모상 중에 고용하는 불순물 원소군의 농도를 규제하고, 이들을 제 2 상 입자 (Cu-Ti-X 계 입자) 로서 소정의 분포 형태로 석출시켜 변조 구조의 규칙성을 높게 하거나 (특허문헌 2), 결정립을 미세화시키는 데에 유효한 미량 첨가 원소와 제 2 상 입자의 밀도를 규정하거나 (특허문헌 3), 결정립을 미세화하는 (특허문헌 4) 등의 관점에서, 티탄 구리의 강도와 굽힘 가공성의 양립을 도모하고자 하는 기술이 제안되어 있다.

티탄 구리의 경우, 모상인 α 상에 대해 정합성이 나쁜 β 상 (TiCu₃) 과, 정합성이 양호한 β' 상 (TiCu₄) 이 존재하고, β 상은 굽힘 가공성에 악영향을 미치는 한편으로, β' 상을 균일하고 미세하게 분산시키는 것이 강도와 굽힘 가공성의 양립에 기여한다고 하여, β 상을 억제하면서 β' 상을 미세 분산시킨 티탄 구리도 제안되어 있다 (특허문헌 5).

결정 방위에 착안하여, I{420}/I₀{420} ＞ 1.0 및 I{220}/I₀{220} ≤ 3.0 을 만족하도록 결정 배향을 제어함으로써, 강도, 굽힘 가공성 및 내응력 완화성을 개선한 기술도 제안되어 있다 (특허문헌 6).

일본 공개특허공보 2004-231985호 일본 공개특허공보 2004-176163호 일본 공개특허공보 2005-97638호 일본 공개특허공보 2006-265611호 일본 공개특허공보 2006-283142호 일본 공개특허공보 2008-308734호

이와 같이, 지금까지 티탄 구리의 강도 및 굽힘 가공성의 개선을 위해서 각종 수법이 연구되어 오고 있지만, 여전히 그 개선의 여지는 남아 있다. 그래서, 본 발명의 과제의 하나는, 지금까지와는 다른 관점에서 티탄 구리의 특성 개선을 시도하여, 우수한 강도 및 굽힘 가공성을 갖는 티탄 구리를 제공하는 것이다. 본 발명의 다른 과제의 하나는, 그러한 티탄 구리의 제조 방법을 제공하는 것이다.

종래의 티탄 구리의 제조 방법은, 잉곳의 용해 주조 → 균질화 소둔 → 열간 압연 → (소둔 및 냉간 압연의 반복) → 최종 용체화 처리 → 냉간 압연 → 시효 처리의 순서로 구성하는 것을 기본으로 하고 있었다. 배경 기술에 기재된 티탄 구리도 동일한 순서로 제조되고 있다.

본 발명자는 상기 과제를 해결하기 위한 검토 과정에 있어서, 최종 용체화 처리 후에 실시하는 냉간 압연 및 시효 처리의 순서를 종래와는 반대로 실시한다, 즉, 시효 처리 → 냉간 압연의 순서로 대신한 후, 마지막에 변형 제거 소둔을 적절한 조건에서 실시하면 굽힘 가공성이 유의하게 향상되는 것을 알아냈다. 즉, 종래의 순서로 제조한 티탄 구리와 본 발명의 티탄 구리를 비교하면, 동일한 강도인 경우에 본 발명의 티탄 구리 쪽이 굽힘 가공성이 우수하다는 것이다. 본 발명자는 그 원인을 조사하기 위하여, 본 발명에 관련된 티탄 구리의 조직을 조사한 결과, 전위 밀도와 결정립의 형태에서 특징점을 알아냈다. 구체적으로는, 동일한 압하율로 냉간 압연을 실시했을 때에, 냉간 압연 → 시효 처리의 순서로 했을 때보다 시효 처리 → 냉간 압연의 순서로 했을 때 쪽이, 얻어지는 티탄 구리의 전위 밀도가 상승하는 것을 알 수 있었다. 바꾸어 말하면, 동일한 전위 밀도를 얻는 데에 필요한 냉간 압연시의 압하율을 작게 할 수 있다는 것이다. 압하율이 작으면, 냉간 압연시에 결정립이 압연 방향으로 연신되는 것을 억제할 수 있기 때문에 굽힘 가공성이 개선된다.

전위 밀도는 직접 측정하는 것이 곤란하다. 그것은 변조 구조나 석출 입자의 분포에 따라, 전위의 분포가 불균일해지기 때문이다. 간접적으로 평가를 시도하는 경우에는 압연면에 있어서의 {220} 결정면의 X 선 회절 강도 피크의 반가폭과 상관이 있다. 반가폭은 회절 강도 곡선의 피크 강도의 1/2 의 강도에 있어서의 회절 강도 곡선의 폭 (β) 으로서 2θ 로 표현된다. 반가폭은 냉간 압연의 압하율의 상승에 수반하여 전위 밀도와 함께 커진다. 그래서, 본 발명에서는 이 반가폭을 지표로 하여 전위 밀도 상태를 간접적으로 규정하는 것으로 한다.

상기 지견에 기초하여 완성한 본 발명은 일 측면에 있어서, Ti 를 2.0 ∼ 4.0 질량% 함유하고, 잔부 구리 및 불가피적 불순물로 이루어지는 전자 부품용 구리 합금으로서,

압연면의 {220} 결정면으로부터의 X 선 회절 강도 피크의 반가폭인 β{220} 이, 순구리 표준 분말의 {220} 결정면으로부터의 X 선 회절 강도 피크의 반가폭인β₀{220} 과 다음 식 :

3.0 ≤ β{220}/β₀{220} ≤ 6.0

을 만족하고, 또한,

압연 방향에 평행한 단면의 조직 관찰에 있어서, 평균 결정 입경이 원 상당 직경으로 나타내어 30 ㎛ 이하이다.

본 발명에 관련된 구리 합금의 일 실시형태에서는, 압연 방향에 평행한 단면의 조직 관찰에 있어서, 압연 방향에 직각인 방향의 평균 결정 입경 (T) 에 대한 압연 방향에 평행한 방향의 평균 결정 입경 (L) 의 비 (L/T) 가 1 ∼ 4 이다.

본 발명에 관련된 구리 합금의 다른 일 실시형태에서는, 스프링 한계치가 600 ∼ 1000 ㎫ 이다.

본 발명에 관련된 구리 합금의 또 다른 일 실시형태에서는, 스프링 한계치가 300 ∼ 600 ㎫ 이다.

본 발명에 관련된 구리 합금의 또 다른 일 실시형태에서는, 제 3 원소군으로서 Mn, Fe, Mg, Co, Ni, Cr, V, Nb, Mo, Zr, Si, B 및 P 로 이루어지는 군에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 0 ∼ 0.5 질량% 함유한다.

본 발명은 다른 일 측면에 있어서, 상기 구리 합금으로 이루어지는 신동품(伸銅品)이다.

본 발명은 또 다른 일 측면에 있어서, 상기 구리 합금을 구비한 전자 부품이다.

본 발명은 또 다른 일 측면에 있어서, 상기 구리 합금을 구비한 커넥터이다.

본 발명은 또 다른 일 측면에 있어서, Ti 를 2.0 ∼ 4.0 질량% 함유하고, 수의적인 제 3 원소군으로서 Mn, Fe, Mg, Co, Ni, Cr, V, Nb, Mo, Zr, Si, B 및 P 로 이루어지는 군에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 0 ∼ 0.5 질량% 함유하고, 잔부 구리 및 불가피적 불순물로 이루어지는 구리 합금 소재에 대해, 730 ∼ 880 ℃ 에서 Ti 의 고용한(固溶限)이 첨가량과 동일해지는 온도 이상으로 가열하는 용체화 처리를 실시하고,

용체화 처리에 계속하여, 재료 온도 400 ∼ 500 ℃ 에서 0.1 ∼ 20 시간 가열하는 시효 처리를 실시하고,

시효 처리에 계속하여, 압하율 0 ∼ 40 % 의 최종 냉간 압연을 실시하는, 전자 부품용 구리 합금의 제조 방법이다.

본 발명에 관련된 구리 합금의 제조 방법은 일 실시형태에 있어서, 최종 냉간 압연에 계속하여, 재료 온도 100 ℃ 이상 350 ℃ 미만으로 하여 0.001 시간 이상 40 시간 이하, 재료 온도 350 ℃ 이상 550 ℃ 미만에서 0.0001 시간 이상 20 시간 이하, 또는 재료 온도 550 ℃ 이상 700 ℃ 이하에서 0.0001 시간 이상 0.003 시간 이하 가열하는 변형 제거 소둔을 실시하는 것을 포함한다.

본 발명에 관련된 구리 합금의 제조 방법은 다른 일 실시형태에 있어서, 최종 냉간 압연에 계속하여, 재료 온도 200 ℃ 이상 400 ℃ 미만에서 0.001 ∼ 20 시간 가열하는 변형 제거 소둔을 실시하는 것을 포함한다.

본 발명에 의하면, 강도 및 굽힘 가공성이 우수한 티탄 구리가 얻어진다.

＜Ti 함유량＞

Ti 가 2.0 질량% 미만에서는 티탄 구리 본래의 변조 구조의 형성에 의한 강화 기구를 충분히 얻을 수 없는 점에서 충분한 강도를 얻을 수 없고, 반대로 4.0 질량% 를 초과하면 조대한 TiCu₃ 이 석출되기 쉬워져, 강도 및 굽힘 가공성이 열화되는 경향이 있다. 따라서, 본 발명에 관련된 구리 합금 중의 Ti 의 함유량은 2.0 ∼ 4.0 질량% 이고, 바람직하게는 2.7 ∼ 3.5 질량% 이다. 이와 같이 Ti 의 함유량을 적정화함으로써, 전자 부품용으로 적합한 강도 및 굽힘 가공성을 함께 실현할 수 있다.

＜제 3 원소＞

소정의 제 3 원소를 티탄 구리에 첨가하면, Ti 가 충분히 고용되는 높은 온도에서 용체화 처리를 해도 결정립이 용이하게 미세화되어, 강도를 향상시키는 효과가 있다. 또, 소정의 제 3 원소는 변조 구조의 형성을 촉진시킨다. 또한, Ti-Cu 계의 안정상이 급격한 조대화를 억제하는 효과도 있다. 그 때문에, 티탄 구리 본래의 시효 경화능이 얻어지게 된다.

티탄 구리에 있어서 상기 효과가 가장 높은 것이 Fe 이다. 그리고, Mn, Mg, Co, Ni, Si, Cr, V, Nb, Mo, Zr, B 및 P 에 있어서도 Fe 에 준한 효과를 기대할 수 있으며, 단독의 첨가로도 효과를 볼 수 있지만, 2 종 이상을 복합 첨가해도 된다.

이들의 원소는, 합계로 0.05 질량% 이상 함유하면 그 효과가 나타나기 시작하지만, 합계로 0.5 질량% 를 초과하면 강도와 굽힘 가공성의 밸런스가 열화되는 경향이 있다. 따라서, 제 3 원소군으로서 Mn, Fe, Mg, Co, Ni, Cr, V, Nb, Mo, Zr, Si, B 및 P 로 이루어지는 군에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 0 ∼ 0.5 질량% 함유할 수 있고, 합계로 0.05 ∼ 0.5 질량% 함유하는 것이 바람직하다.

＜결정 입경＞

티탄 구리의 강도 및 굽힘 가공성을 향상시키기 위해서는, 결정립이 작을수록 바람직하다. 그래서, 바람직한 평균 결정 입경은 30 ㎛ 이하, 보다 바람직하게는 20 ㎛ 이하, 더욱 더 바람직하게는 10 ㎛ 이하이다. 하한에 대해서는 특별히 제한은 없지만, 결정 입경의 판별이 곤란해지기 때문에, 그러한 상황을 1 ㎛ 미만 (＜1 ㎛) 으로 하고, 그러한 작은 입경도 본 발명의 범위에 포함한다. 단, 극단적으로 작아지면 응력 완화 특성이 저하되므로, 응력 완화 특성이 필요한 경우에는 1 ㎛ 이상이 바람직하다. 본 발명에 있어서, 평균 결정 입경은 광학 현미경이나 전자 현미경에 의한 관찰로 압연 방향에 평행한 단면의 조직 관찰에 있어서의 원 상당 직경으로 나타낸다.

일반적으로, 결정립은 최종의 냉간 압연에 있어서의 압하율에 따라 압연 방향으로 연신한 타원 형상을 나타내지만, 굽힘 가공성을 향상시키려면, 가능한 한 진원에 가깝게 하여, 결정립의 형상에 이방성이 없는 것이 바람직하다. 본 발명에서는 냉간 압연에 있어서의 압하율을 작게 할 수 있기 때문에, 압연 방향으로의 연신이 적은 결정립을 얻을 수 있다. 단, 결정립의 형상을 진원에 근접시키려고 최종의 냉간 압연의 압하율을 지나치게 낮게 하면 강도 부족이 된다. 그래서, 본 발명에 관련된 티탄 구리의 일 실시형태에서는, 전자 현미경에 의한 압연 방향에 평행한 단면의 조직 관찰에 있어서, 압연 방향에 직각인 방향의 평균 결정 입경 (T) 에 대한 압연 방향에 평행한 방향의 평균 결정 입경 (L) 의 비 (L/T) (이하, 「결정립 애스펙트비」라고 한다) 가 1 ∼ 4 이고, 바람직하게는 1.5 ∼ 3.5 이고, 보다 바람직하게는 2 ∼ 3 이다.

＜반가폭＞

본 발명에서는 전위 밀도의 지표로서 압연면에 있어서의 {220} 결정면의 X 선 회절 강도 피크의 반가폭을 사용한다. 이것은, 상기의 이유에 의한 것이다. 그리고, 본 발명에 관련된 티탄 구리는, 압연면의 {220} 결정면으로부터의 X 선 회절 강도 피크의 반가폭인 β{220} 이, 순구리 표준 분말의 {220} 결정면으로부터의 X 선 회절 강도 피크의 반가폭인 β₀{220} 과 다음 식 :

3.0 ≤ β{220}/β₀{220} ≤ 6.0

을 만족한다. β{220} 및 β₀{220} 은 동일 측정 조건에서 측정한다. 순구리 표준 분말은 325 메시 (JIS Z 8801) 의 순도 99.5 % 의 구리 분말로 정의된다.

β{220}/β₀{220} 은 전위 밀도가 낮아짐에 따라 저하되고, 반대로, 전위 밀도가 높아짐에 따라 상승한다. β{220}/β₀{220} 이 작아지면, 굽힘 가공성은 향상되지만 강도가 저하된다. 반대로, β{220}/β₀{220} 은 커지면, 강도는 향상되지만 굽힘 가공성이 저하된다. 강도와 굽힘 가공성의 양립을 도모하기 위해서는 3.0 ≤ β{220}/β₀{220} ≤ 6.0 인 것이 필요하고, 3.5 ≤ β{220}/β₀{220} ≤ 5.0 인 것이 바람직하다. 종래와 같이, 최종 용체화 처리 후에 냉간 압연 → 시효 처리의 순서로 실시하는 제법에서는, β{220}/β₀{220} 을 3.0 정도로 하기 위해서 압하율 50 % 에 가까운 냉간 압연을 실시할 필요가 있었지만, 본 발명의 제법에서는 압하율 10 % 정도로 달성할 수 있다. 그 때문에, 전위 밀도 (강도) 를 높이면서 결정립 애스펙트비를 작게, 즉 굽힘 가공성을 저해하지 않게 할 수 있다.

＜스프링 한계치＞

본 발명에 관련된 구리 합금에서는, 후술하는 바와 같이 최종 공정에 있어서 변형 제거 소둔을 실시하는지 여부로 스프링 한계치를 조절할 수 있다. 그 때문에, 상기 서술한 반가폭이나 결정립의 조건을 유지하면서 요구되는 스프링 한계치를 만들 수 있다. 예를 들어, 본 발명에 관련된 구리 합금은 일 실시형태에 있어서, 300 ∼ 1000 ㎫ 의 스프링 한계치를 가질 수 있고, 높은 스프링 한계치를 갖는 실시형태에서는 600 ∼ 1000 ㎫ 로 할 수 있고, 바람직하게는 800 ∼ 1000 ㎫ 로 할 수 있고, 낮은 스프링 한계치를 갖는 실시형태에서는 300 ∼ 600 ㎫ 로 할 수 있고, 바람직하게는 400 ∼ 600 ㎫ 로 할 수 있다.

＜용도＞

본 발명에 관련된 구리 합금은 여러 가지의 신동품, 예를 들어 판, 스트립, 관, 봉 및 선으로서 제공될 수 있다. 본 발명에 관련된 티탄 구리는, 한정적이지 않지만, 스위치, 커넥터, 잭, 단자, 릴레이 등의 전자 부품의 재료로서 바람직하게 사용할 수 있다.

＜제법＞

본 발명에 관련된 티탄 구리는, 특히 최종 용체화 처리 및 그 이후의 공정에서 적절한 열 처리 및 냉간 압연을 실시함으로써 제조할 수 있다. 이하에, 바람직한 제조예를 공정마다 순차적으로 설명한다.

1) 잉곳 제조

용해 및 주조에 의한 잉곳의 제조는, 기본적으로 진공 중 또는 불활성 가스 분위기 중에서 실시한다. 용해에 있어서 첨가 원소의 용해 잔류물이 있으면, 강도의 향상에 대해 유효하게 작용하지 않는다. 따라서, 용해 잔류물을 없애기 위하여, Fe 나 Cr 등의 고융점의 제 3 원소는, 첨가하고 나서 충분히 교반한 후에, 일정 시간 유지할 필요가 있다. 한편, Ti 는 Cu 중에 비교적 녹기 쉽기 때문에 제 3 원소의 용해 후에 첨가하면 된다. 따라서, Cu 에 Mn, Fe, Mg, Co, Ni, Cr, V, Nb, Mo, Zr, Si, B 및 P 로 이루어지는 군에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 0 ∼ 0.5 질량% 함유하도록 첨가하고, 이어서 Ti 를 2.0 ∼ 4.0 질량% 함유하도록 첨가하여 잉곳을 제조하는 것이 바람직하다.

2) 균질화 소둔 및 열간 압연

잉곳 제조시에 발생한 응고 편석이나 정출물은 조대하기 때문에 균질화 소둔으로 가능한 한 모상에 고용시켜 작게 하고, 가능한 한 없애는 것이 바람직하다. 이것은 굽힘 균열의 방지에 효과가 있기 때문이다.

구체적으로는, 잉곳 제조 공정 후에는, 900 ∼ 970 ℃ 로 가열하여 3 ∼ 24 시간 균질화 소둔을 실시한 후에, 열간 압연을 실시하는 것이 바람직하다. 액체 금속 취성을 방지하기 위하여, 열연 전 및 열연 중에는 960 ℃ 이하로 하고, 또한, 원래 두께에서부터 전체의 압하율이 90 % 까지의 패스는 900 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그리고, 패스마다 적당한 재결정을 일으켜 Ti 의 편석을 효과적으로 저감시키기 위하여, 패스마다의 압하량을 10 ∼ 20 ㎜ 로 실시하면 된다.

3) 제 1 용체화 처리

그 후, 냉연과 소둔을 적절히 반복하고 나서 용체화 처리를 실시하는 것이 바람직하다. 여기서 미리 용체화를 실시해 두는 이유는, 최종 용체화 처리에서의 부담을 경감시키기 위해서이다. 즉, 최종 용체화 처리에서는, 제 2 상 입자를 고용시키기 위한 열 처리가 아니라, 이미 용체화되어 있기 때문에, 그 상태를 유지하면서 재결정만 일으키게 하면 되므로, 가벼운 열 처리로 끝난다. 구체적으로는, 제 1 용체화 처리는 가열 온도를 850 ∼ 900 ℃ 로 하고, 2 ∼ 10 분간 실시하면 된다. 그 때의 승온 속도 및 냉각 속도에 있어서도 최대한 빠르게 하고, 여기서는 제 2 상 입자가 석출되지 않게 하는 것이 바람직하다. 또한, 제 1 용체화 처리는 실시하지 않아도 된다.

4) 중간 압연

최종 용체화 처리 전의 중간 압연에 있어서의 압하율을 높게 할수록, 최종 용체화 처리에 있어서의 재결정립을 균일하고 또한 미세하게 제어할 수 있다. 따라서, 중간 압연의 압하율은 바람직하게는 70 ∼ 99 % 이다. 압하율은 {((압연 전의 두께-압연 후의 두께)/압연 전의 두께)×100 %} 로 정의된다.

5) 최종 용체화 처리

최종 용체화 처리에서는, 석출물을 완전하게 고용시키는 것이 바람직하지만, 완전하게 없앨 때까지 고온으로 가열하면, 결정립이 조대화되기 쉽기 때문에, 가열 온도는 제 2 상 입자 조성의 고용한 부근의 온도로 한다 (Ti 의 첨가량이 2.0 ∼ 4.0 질량% 의 범위에서 Ti 의 고용한이 첨가량과 동등해지는 온도는 730 ∼ 840 ℃ 정도이고, 예를 들어 Ti 의 첨가량이 3.0 질량% 에서는 800 ℃ 정도). 그리고 이 온도까지 급속하게 가열하고, 냉각 속도도 빠르게 하면 조대한 제 2 상 입자의 발생이 억제된다. 따라서, 전형적으로는 730 ∼ 880 ℃ 의 Ti 의 고용한이 첨가량과 동일해지는 온도 이상으로 가열하고, 보다 전형적으로는 730 ∼ 880 ℃ 의 Ti 의 고용한이 첨가량과 동일해지는 온도에 비하여 0 ∼ 20 ℃ 높은 온도, 바람직하게는 0 ∼ 10 ℃ 높은 온도로 가열한다.

또, 최종 용체화 처리에서의 가열 시간은 짧은 편이 결정립의 조대화를 억제할 수 있다. 가열 시간은 예를 들어 30 ∼ 90 초로 할 수 있고, 전형적으로는 30 ∼ 60 초로 할 수 있다. 이 시점에서 제 2 상 입자가 발생해도 미세하고 또한 균일하게 분산되어 있으면, 강도와 굽힘 가공성에 대해 거의 무해하다. 그러나 조대한 것은 최종의 시효 처리에서 더욱 성장하는 경향이 있기 때문에, 이 시점에서의 제 2 상 입자는 생성되라도 가능한 한 적고, 작게 해야 한다.

6) 시효 처리

최종 용체화 처리에 계속하여, 시효 처리를 실시한다. 종래에는 최종 용체화 처리 후에는 냉간 압연을 실시하는 것이 통례였지만, 본 발명에 관련된 티탄 구리를 얻는 데에 있어서는 최종 용체화 처리 후, 냉간 압연을 실시하지 않고 바로 시효 처리를 실시하는 것이 중요하다. 시효 처리 전에 냉간 압연을 실시하는 경우에 비하여 동일한 압하율이라도 전위 밀도를 높게 할 수 있기 때문이다. 이론에 의해 본 발명이 한정되는 것을 의도하지 않지만, 이것은 결정립 내의 결정성과 전단대의 발생에 상관이 있는 것으로 생각하고 있다. 일반적으로 압연을 실시하면 전위가 도입되므로 결정이 변형되어, 반가폭이 커진다. 반가폭이 작으면 결정성이 높고, 반가폭이 크면 결정성이 낮다. 결정성이 높은 상태에서 시효 처리를 실시하고, 굽힘 가공을 실시하면 전단대가 발달하기 쉬워, 굽힘 균열의 원인이 되기 쉽다. 용체화 후에 시효를 실시한 경우에는 결정립 내에서 석출 반응이 균일하게 진행되어, 변조 구조나 미세한 제 2 상 입자가 균일하게 발달하기 쉽다. 시효로 이와 같은 조직으로 제어한 후에 냉간 압연을 실시하면, 시효되지 않은 경우보다 결정이 변형되기 쉬워, 전단대가 잘 발달하지 않는다. 단 가공도가 높아지면 전위 밀도가 과잉으로 증가하여 굽힘 가공성을 저해한다. 따라서 낮은 가공도라 하더라도 전단대의 발달을 억제하면서 고강도가 얻어진다. 시효 처리는 용체화 처리 후에 시효 처리를 실시하므로 석출의 구동력이 되는 변형이 적은 점에서, 관례의 시효 조건보다 약간 고온에서 실시하면 된다. 구체적으로는, 재료 온도 400 ∼ 500 ℃ 에서 0.1 ∼ 20 시간 가열하는 것이 바람직하고, 재료 온도 400 ∼ 480 ℃ 에서 1 ∼ 16 시간 가열하는 것이 보다 바람직하다.

7) 최종 냉간 압연

상기 시효 처리 후, 최종의 냉간 압연을 실시한다. 최종의 냉간 가공에 의해 티탄 구리의 강도를 높일 수 있다. 이 냉간 압연은 실시하지 않아도 되지만, 높은 강도를 얻는 것을 목적으로 하는 경우에는 압하율을 5 % 이상, 바람직하게는 10 % 이상, 보다 바람직하게는 15 % 이상으로 한다. 단, 압하율이 지나치게 높으면 결정립 애스펙트비가 지나치게 커져 굽힘 가공성의 향상 효과가 작아지는 점에서, 압하율을 40 % 이하, 바람직하게는 30 % 이하, 보다 바람직하게는 25 % 이하로 한다.

8) 변형 제거 소둔

전자 부품의 구조에 따라 상이한 형상 가공이 요구된다. 일반적으로 굽힘 가공이나 노치 가공 등의 소성 변형이 실시된 부위는 가공 경화되어, 소재의 강도는 보다 상승한다. 이와 같은 굽힘 가공부에서 접압을 담보하는 구조에서는 잘 소성 변형되지 않기 때문에, 높은 스프링 한계치는 불필요하다. 그 때문에, 이와 같은 용도에서는 변형 제거 소둔은 실시하지 않아도 된다.

한편, 프레스 타발(打拔) 후의 형상 가공시에 소성 변형을 받지 않는 부위에서 접압을 담보하는 구조 (예 : 단자의 접점부에서부터 굽힘 가공부까지의 직선 부분 (아암) 의 거리가 긴 구조, 또는 포크형 단자와 같이 노치 가공이나 굽힘 가공이 실시되지 않는 구조로서, 굽힘 응력이 아암에 가해지는 구조) 에서는, 굽히거나 휨에 대한 저항이 필요하므로 높은 스프링 한계치가 중요해진다.

따라서, 특히 스프링 한계치가 중요해지는 용도에서는 최종의 냉간 압연 후, 변형 제거 소둔을 실시한다. 특히 최종의 냉간 압연의 압하율이 3 % 이상인 경우에는, 스프링 한계치가 중요해지는 용도에서는 변형 제거 소둔을 실시하는 것이 바람직하다. 또, 최종의 냉간 압연의 압하율이 10 % 이상인 경우에는, 스프링 한계치가 중요해지는 용도에서는 변형 제거 소둔을 실시하는 것이 특히 바람직하다. 변형 제거 소둔의 조건은 관용의 조건이면 되는데, 냉간 압연에서 도입된 전위는 불균일하게 분포하고 있다. 변형 제거 소둔을 실시함으로써 전위가 재배열되고, 이로써 더욱 강도 상승을 도모할 수도 있다. 단, 과도한 변형 제거 소둔을 실시하면 전위가 소멸되어 강도가 저하되기 때문에 바람직하지 않다. 그래서, 예를 들어 재료 온도 100 ℃ 이상 350 ℃ 미만으로 하여 0.001 시간 이상 40 시간 이하, 재료 온도 350 ℃ 이상 550 ℃ 미만에서 0.0001 시간 이상 20 시간 이하, 또는 재료 온도 550 ℃ 이상 700 ℃ 이하에서 0.0001 시간 이상 0.003 시간 이하의 가열을 실시하면 되고, 재료 온도 200 ℃ 이상 400 ℃ 미만에서 0.001 ∼ 20 시간 가열의 조건에서 실시하는 것이 바람직하고, 재료 온도 350 ℃ 이상 550 ℃ 미만에서 0.001 ∼ 0.5 시간 가열의 조건에서 실시하는 것이 보다 바람직하고, 저온이면 장시간 (예를 들어 재료 온도 200 ∼ 300 ℃ 에서 10 ∼ 20 시간 가열), 고온이면 단시간 (예를 들어 재료 온도 550 ∼ 700 ℃ 이하에서 0.001 ∼ 0.003 시간 가열) 의 조건에서 실시하는 것이 보다 바람직하다.

또한, 당업자이면, 상기 각 공정 사이에 적절히, 표면의 산화 스케일 제거를 위한 연삭, 연마, 숏 블래스트 산세 등의 공정을 실시할 수 있다는 것은 이해할 수 있을 것이다.

실시예

이하에 본 발명의 실시예를 비교예와 함께 나타내는데, 이들의 실시예는 본 발명 및 그 이점을 보다 양호하게 이해하기 위해서 제공하는 것으로서, 발명이 한정되는 것을 의도하는 것은 아니다.

본 발명예의 구리 합금을 제조할 때에는, 활성 금속인 Ti 가 제 2 성분으로서 첨가되기 때문에, 용제에는 진공 용해로를 사용한다. 또, 본 발명에서 규정한 원소 이외의 불순물 원소의 혼입에 의한 예상 밖의 부작용이 발생하는 것을 미연에 방지하기 위하여, 원료는 비교적 순도가 높은 것을 엄선하여 사용하였다.

먼저, Cu 에 Mn, Fe, Mg, Co, Ni, Cr, V, Nb, Mo, Zr, Si, B 및 P 를 표 1 에 나타내는 조성으로 각각 첨가한 후, 동일 표에 나타내는 조성의 Ti 를 각각 첨가하였다. 첨가 원소가 용해 잔류물이 없도록 첨가 후의 유지 시간에도 충분히 배려한 후에, 이들을 Ar 분위기에서 주형에 주입하여, 각각 약 2 ㎏ 의 잉곳을 제조하였다.

상기 잉곳에 대해 950 ℃ 에서 3 시간 가열하는 균질화 소둔 후, 900 ∼ 950 ℃ 에서 열간 압연을 실시하여, 판 두께 10 ㎜ 인 열연판을 얻었다. 면삭에 의한 탈스케일 후, 냉간 압연하여 베어 스트립의 판 두께 (2.0 ㎜) 로 하고, 베어 스트립에 의한 제 1 차 용체화 처리를 실시하였다. 제 1 차 용체화 처리의 조건은 850 ℃ 에서 10 분간 가열로 하였다. 또한, 일부의 실시예에서는 제 1 용체화 처리를 실시하지 않았다. 이어서, 중간의 냉간 압연에서는 최종 판 두께가 0.10 ㎜ 가 되도록 중간의 판 두께를 조정하여 냉간 압연한 후, 급속 가열이 가능한 소둔로에 삽입하여 최종 용체화 처리를 실시하고, 그 후, 수랭하였다. 이 때의 가열 조건은 재료 온도가 Ti 의 고용한이 첨가량과 동일해지는 온도 (Ti 농도 3.0 질량% 에서 약 800 ℃, Ti 농도 2.0 질량% 에서 약 730 ℃, Ti 농도 4.0 질량% 에서 약 840 ℃) 를 기준으로 하여 표 2 에 기재된 가열 조건에서 각각 1 분간 유지로 하였다. 이어서, Ar 분위기 중에서 표 2 에 기재된 조건에서 시효 처리를 실시하였다. 산세에 의한 탈스케일 후, 표 2 에 기재된 조건에서 냉간 압연하고, 마지막으로 표 2 에 기재된 각 가열 조건에서 소둔을 실시하여 발명예 및 비교예의 시험편으로 하였다. 시험편에 따라서는 용체화 처리 직후의 시효 처리를 생략하였다.

얻어진 각 시험편에 대해, 이하의 조건에서 특성 평가를 실시하였다. 결과를 표 3 에 나타낸다.

＜강도＞

인장 방향이 압연 방향과 평행해지도록, 프레스기를 사용하여 JIS 13B 호 시험편을 제작하였다. JIS-Z 2241 에 따라 이 시험편의 인장 시험을 실시하여, 압연 평행 방향의 0.2 % 내력 (YS) 을 측정하였다.

＜굽힘 가공성＞

A : W 굽힘

JIS H 3130 에 따라, Badway (굼힘축이 압연 방향과 동일 방향) 의 W 굽힘 시험을 판 두께의 2 배가 되는 굽힘 반경의 금형으로 실시하여, 균열이 발생하지 않는 경우를 ○, 균열이 발생한 경우를 × 로 하였다.

B : 180° 굽힘

소정의 코너 반경 (R) 을 갖는 블록의 모퉁이에 시험편을 대어 90°굽힘을 실시하여, 90°굽힘 가공부의 내측에 당해 코너 반경의 2 배의 두께 (2R) 의 판 (코너 반경 R) 을 사이에 두고 판의 단면(端面)을 따라 180°접는다. 180°굽힘 가공 후의 외측 굽힘 표면에 크랙을 발생시키지 않는 최소 굽힘 반경 (R) 을 판 두께 (t) 로 나눈 값 (R/t) 을 굽힘 가공성의 지표로 하였다.

코너 반경은 0.01 ㎜ 씩 변화시켰다.

＜도전율＞

JIS H 0505 에 준거하여, 4 단자법으로 도전율 (EC : ％IACS) 을 측정하였다.

＜평균 결정 입경＞

평균 결정 입경의 측정은, 압연 방향에 평행한 단면을 FIB 로 절단함으로써, 단면을 노출한 후, 단면을 SIM 관찰하고, 단위 면적당 결정립 수를 카운트하여, 결정립의 평균시킨 원 상당 직경을 구하였다. 구체적으로는, 100 ㎛×100 ㎛ 의 프레임을 제작하여, 이 프레임 중에 존재하는 결정립의 수를 카운트하였다. 또한, 프레임을 횡단하고 있는 결정립에 대해서는, 모두 1/2 개로서 카운트하였다. 프레임의 면적 10000 ㎛² 를 그 합계로 나눈 것이 결정립 1 개당 면적의 평균치이다. 그 면적을 갖는 진원의 직경이 원 상당 직경이므로, 이것을 평균 결정 입경으로 하였다.

＜결정 입경 애스펙트비＞

압연 방향에 평행한 단면의 조직을, 전해 연마에 의해 출현시킨 후, 전자 현미경 (Philips 사 제조 XL30 SFEG) 으로 관찰 시야 100 ㎛×100 ㎛ 를 촬영하였다. JIS H 0501 에 기초하여, 절단법으로 압연 방향에 직각인 방향의 평균 결정 입경 및 압연 방향에 평행한 방향의 평균 결정 입경을 구하여 애스펙트비를 산출하였다.

＜반가폭＞

각 시험편에 대해, 리가쿠 전기사 제조 형식 rint Ultima 2000 의 X 선 회절 장치를 사용하여, 이하의 측정 조건에서 압연면의 회절 강도 곡선을 취득하고, {220} 결정면의 X 선 회절 강도 피크의 반가폭 β{220} 을 측정하였다. 동일한 측정 조건에서, 순구리 분말 표준 시료에 대해서도, 반가폭 β₀{220} 을 구하였다. 구리 분말 표준 시료에서는 {220} 면의 피크는 2θ 가 74°부근에 나타났다.

·타깃 : Cu 관구(管球)

·관 전압 : 40 ㎸

·관 전류 : 40 ㎃

·주사 속도 : 5°／min

·샘플링폭 : 0.02°

·측정 범위 (2θ) : 60° ∼ 80°

＜스프링 한계치 (Kb)＞

스프링 한계치 (Kb) 는, JIS H 3130 (합금 번호 C1990) 에 준거하여, 반복식 휨 시험을 실시하여, 영구 변형이 잔류하는 굽힘 모멘트로부터 표면 최대 응력을 측정하였다.

＜고찰＞

발명예 No.1 ∼ 26 는 강도와 굽힘 가공성이 균형있게 향상되어 있는 것을 알 수 있다. 발명예 13 ∼ 26 은 제조 공정에 변화를 준 변형예이다. 발명예 13 에서는 2 회째의 용체화 처리 온도를 높게 설정하여, 상한의 평균 결정 입경을 얻었다. 발명예 14 는 최종 냉간 압연의 압하율이 낮기 때문에 β 가 청구 범위의 하한이 되고, 애스펙트비도 낮아지고 있지만, 본 발명의 규정의 범위 내이므로 강도와 굽힘 가공성이 균형있게 향상되어 있다. 발명예 15 는 발명예 No.4 에 비하여 시효 처리 온도를 하한으로 설정한 결과이다. 발명예 16 은 발명예 No.4 에 비하여 시효 처리 온도를 상한으로 설정한 결과이다. 발명예 17 및 18 은 발명예 No.2 및 발명예 No.4 의 공정의 변형 제거 소둔을 각각 생략한 예로서, 변형 제거 소둔을 생략한 경우라도 β 의 값이 본 발명의 규정의 범위 내가 되어, 강도와 굽힘 가공성이 균형있게 향상되는 것을 알 수 있다. 발명예 17 및 18 에 대하여, 발명예 19, 20 및 21 에서는 변형 제거 소둔을 실시함으로써, 강도 및 Kb 치가 상승하였다. 발명예 22 ∼ 25 는 1 회째의 용체화 처리를 생략한 예이고, 또한, No.24 및 25 는 변형 제거 소둔을 실시하지 않은 예이지만, 1 회째의 용체화 처리를 생략하고, 그리고, 변형 제거 소둔을 실시하지 않아도, β 의 값이 본 발명의 규정의 범위 내이고, 강도와 굽힘 가공성이 균형있게 향상되어 있는 것을 알 수 있다. 발명예 26 은 변형 제거 소둔을 저온 단시간에서 실시한 예이다.

한편, 비교예 No.1 ∼ 3 에서는, 용체화 처리 후에 시효 처리를 실시하지 않고 냉간 압연을 실시하고 있는 점에서 반가폭이 작고, 강도와 굽힘 가공성의 밸런스가 발명예에 비하여 떨어지고 있다. 또, 비교예 No.4 ∼ 5 에서는 용체화 처리 후에 시효 처리를 실시했지만, 비교예 No.4 에서는 냉간 압연에 있어서의 압하율이 높아져, 반가폭이 지나치게 커졌기 때문에, 강도와 굽힘 가공성의 밸런스가 발명예에 비하여 떨어지고 있다. 비교예 No.5 에서는 용체화 처리에 있어서의 가열 온도가 지나치게 높았기 때문에 결정 입경이 커졌다. 최종의 냉간 압연의 압하율이 높기 때문에 비교적 높은 강도를 얻을 수 있었지만, 굽힘 가공성이 떨어졌다. 비교예 No.6, 7, 9 및 10 에서는, 용체화 온도가 지나치게 높았으므로 결정 입경이 상한을 초과하여 굽힘 가공성이 열화되었다. 또, 비교예 7 및 8 에서는 용체화 처리 후에 시효 처리를 실시하지 않고 냉간 압연을 실시하고 있는 점에서 반가폭이 작고, 강도와 굽힘 가공성의 밸런스가 나빴다. 비교예 No.11 에서는 고온에서 변형 제거 소둔했으므로 재결정이 시작되어 전위 밀도가 저감되어 β 가 낮아지고, 재고용도 시작되었으므로 강도와 도전율이 떨어졌다.

Claims

Ti 를 2.0 ∼ 4.0 질량% 함유하고, 잔부 구리 및 불가피적 불순물로 이루어지는 전자 부품용 구리 합금으로서,
압연면의 {220} 결정면으로부터의 X 선 회절 강도 피크의 반가폭인 β{220} 이, 순구리 표준 분말의 {220} 결정면으로부터의 X 선 회절 강도 피크의 반가폭인β₀{220} 과 다음 식 :
3.0 ≤ β{220}/β₀{220} ≤ 6.0
을 만족하고, 또한,
압연 방향에 평행한 단면의 조직 관찰에 있어서, 평균 결정 입경이 원 상당 직경으로 나타내어 30 ㎛ 이하인 구리 합금.
제 1 항에 있어서,
압연 방향에 평행한 단면의 조직 관찰에 있어서, 압연 방향에 직각인 방향의 평균 결정 입경 (T) 에 대한 압연 방향에 평행한 방향의 평균 결정 입경 (L) 의 비 (L/T) 가 1 ∼ 4 인 구리 합금.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
스프링 한계치가 600 ∼ 1000 ㎫ 인 구리 합금.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
스프링 한계치가 300 ∼ 600 ㎫ 인 구리 합금.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
제 3 원소군으로서, Mn, Fe, Mg, Co, Ni, Cr, V, Nb, Mo, Zr, Si, B 및 P 로 이루어지는 군에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 합계 0 질량 % 초과 또한 0.5 질량 % 이하로 함유하는 구리 합금.
제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 구리 합금으로 이루어지는 신동품.
제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 구리 합금을 구비한 전자 부품.
제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 구리 합금을 구비한 커넥터.
Ti 를 2.0 ∼ 4.0 질량% 함유하고, 잔부 구리 및 불가피적 불순물로 이루어지는 구리 합금 소재에 대해, 730 ∼ 880 ℃ 에서 Ti 의 고용한이 첨가량과 동일해지는 온도 이상으로 가열하는 용체화 처리를 실시하고,
용체화 처리에 계속하여, 재료 온도 400 ∼ 500 ℃ 에서 0.1 ∼ 20 시간 가열하는 시효 처리를 실시하고,
시효 처리에 계속하여, 압하율 0 % 초과 또한 40 % 이하의 최종 냉간 압연을 실시하고,
압연 방향에 평행한 단면의 조직 관찰에 있어서, 평균 결정 입경이 원 상당 직경으로 나타내어 30 ㎛ 이하인 구리 합금을 제조하는, 전자 부품용 구리 합금의 제조 방법.
제 9 항에 있어서,
최종 냉간 압연에 계속하여, 재료 온도 100 ℃ 이상 350 ℃ 미만으로 하여 0.001 시간 이상 40 시간 이하, 재료 온도 350 ℃ 이상 550 ℃ 미만에서 0.0001 시간 이상 20 시간 이하, 또는 재료 온도 550 ℃ 이상 700 ℃ 이하에서 0.0001 시간 이상 0.003 시간 이하 가열하는 변형 제거 소둔을 실시하는 것을 포함하는 전자 부품용 구리 합금의 제조 방법.
제 9 항에 있어서,
최종 냉간 압연에 계속하여, 재료 온도 200 ℃ 이상 400 ℃ 미만에서 0.001 ∼ 20 시간 가열하는 변형 제거 소둔을 실시하는 것을 포함하는 전자 부품용 구리 합금의 제조 방법.
제 9 항에 있어서,
상기 구리 합금 소재가, 제 3 원소군으로서 Mn, Fe, Mg, Co, Ni, Cr, V, Nb, Mo, Zr, Si, B 및 P 로 이루어지는 군에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 합계 0 질량% 초과 또한 0.5 질량% 이하로 함유하는 전자 부품용 구리 합금의 제조 방법.