KR102450302B1 - 스프링용 구리 합금 극세선 및 그 제조 방법 - Google Patents

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Abstract

우수한 강도와 높은 도전율을 갖는 스프링용 구리 합금 극세선 및 그 제조 방법을 제공한다.
선 직경이 100 ㎛ 이하인 스프링용 구리 합금 극세선으로서, 질량％ 로, 6.0 ％ ＜ Ni ＜ 15.0 ％, Sn ＜ 6.0 ％, Al ＜ 1.2 ％, 잔부가 Cu 및 불가피 불순물로 구성되고, 인장 강도가 1350 ㎫ 이상이고, 도전율이 4.0 ％IACS 이상이고, Ni, Sn 및 Al 의 관계 비율이 0.20 ≤ (2Sn ＋ Al)/3Ni ≤ 0.37 을 충족시키는, 스프링용 구리 합금 극세선이다.

Description

스프링용 구리 합금 극세선 및 그 제조 방법
본 발명은, 스프링용 구리 합금 극세선 및 그 제조 방법에 관한 것으로, 예를 들어, 정밀 전자 기기 등에 장착되는 도전성을 가진 스프링용 구리 합금 극세선 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
최근, 각종 소형 정밀 전자 기기 등에, 극세선으로 이루어지는 스프링이 다용되고 있다 (예를 들어, 카메라 모듈의 서스펜션 스프링 등). 이 종류의 스프링은, 우수한 강도뿐만 아니라, 높은 도전성이 요구되고 있다. 강도와 도전성의 양방의 요구를 만족시키는 재료로서, 전기 저항이 작은 구리 합금이 여러 가지로 제안되어 있다.
예를 들어, 하기 특허문헌 1 에는, Ni : 3.0 ∼ 29.5 질량％, Al : 0.5 ∼ 7.0 질량％, Si : 0.1 ∼ 1.5 질량％ 를 함유하고, 잔부가 Cu 및 불가피적 불순물로 이루어지는 FCC 구조의 구리 합금으로서, 상기 구리 합금의 모상 중에, Si 를 함유하는 Ni3Al 의 L12 구조에서, FCC 구조의 γ' 상이 석출되고 있고, 또한, 도전율이 8.5 IACS％ 이상이고, 비커스 경도가 220 Hv 이상인 고강도 구리 합금이 기재되어 있다.
일본 특허공보 제5743165호
상기 구리 합금에 있어서, 그 화학 성분의 하나인 Si 는, Al 과 비교하여 Ni 와 결합되기 쉬운 성질을 가져, 우선적으로 Ni3Si 화합물을 생성하는 경향이 있다. 또, Cu 의 융점은 1085 ℃ 로, Ni3Si 의 석출 온도 약 1300 ℃ 보다 낮다. 이 때문에, 상기 구리 합금의 열 처리는, 1085 ℃ 미만에서 실시할 필요가 있지만, 그러면 Ni3Si 의 고용 (固溶) 이 불가능하여, 모재 중에 입경이 큰 Ni3Si 화합물이 석출되는 경향이 있다. 도 2 에는, 이 종류의 Cu-Ni-Si 계 합금 중의 Ni3Si 화합물의 일례를 나타낸다. 이와 같은 구리 합금으로 이루어지는 선재를 신선 (伸線) 가공에 의해, 예를 들어 100 ㎛ 이하 정도까지 극세화를 시도하면, 입경이 큰 Ni3Si 화합물의 존재에 의해 단선이나 균열이 발생하기 쉬워, 수율이 저하된다는 문제가 있었다.
본 발명의 과제는, 우수한 강도 및 높은 도전율을 갖는 스프링용 구리 합금 극세선을, 신선 가공시의 단선이나 균열을 억제하여, 양호한 수율로 제조하는 것에 있다.
본 발명은, 선 직경이 100 ㎛ 이하인 스프링용 구리 합금 극세선으로서, 질량％ 로, 6.0 ％ ＜ Ni ＜ 15.0 ％, Sn ＜ 6.0 ％, Al ＜ 1.2 ％, 잔부가 Cu 및 불가피 불순물로 구성되고, 인장 강도가 1350 ㎫ 이상이고, 도전율이 4.0 ％IACS 이상이고, Ni, Sn 및 Al 의 관계 비율이 0.20 ≤ (2Sn ＋ Al)/3Ni ≤ 0.37 을 충족시키는, 스프링용 구리 합금 극세선이다.
본 발명의 바람직한 양태에서는, 상기 구리 합금은, 질량％ 로, 10.0 ％ ＜ Ni ＜ 14.0 ％, 2.0 ％ ＜ Sn ＜ 5.9 ％, 0.5 ％ ＜ Al ＜ 1.2 ％, 잔부가 Cu 및 불가피 불순물로 구성되어도 된다.
본 발명의 바람직한 양태에서는, 상기 구리 합금은, Ni, Sn 및 Al 의 관계 비율이 0.24 ≤ (2Sn ＋ Al)/3Ni ≤ 0.31 을 충족시키도록 구성되어도 된다.
본 발명의 다른 양태에서는, 상기 구리 합금은, 추가로, B ＜ 0.05 ％ 를 함유할 수 있다.
본 발명의 다른 양태에서는, 상기 구리 합금은, 추가로, La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb 및 Lu 의 군에서 선택되는 1 종 이상의 금속을 0.005 ％ 이상 0.1 ％ 이하로 함유할 수 있다.
본 발명의 다른 양태에서는, 상기 구리 합금은, 추가로, 0.05 ％ ≤ Mg ≤ 0.2 ％ 를 함유할 수 있다.
본 발명의 다른 양태에서는, 상기 구리 합금은, 추가로, 0.05 ％ ≤ Ti ≤ 0.2 ％ 를 함유할 수 있다.
본 발명의 다른 양태에서는, 상기 구리 합금은, 추가로, 0.005 ％ ≤ Ca ≤ 0.1 ％ 를 함유할 수 있다.
또, 본 발명의 스프링용 구리 합금 극세선의 제조 방법은, 질량％ 로, 6.0 ％ ＜ Ni ＜ 15.0 ％, Sn ＜ 6.0 ％, Al ＜ 1.2 ％, 잔부가 Cu 및 불가피 불순물로 구성되고, 또한, Ni, Sn 및 Al 의 관계 비율이 0.20 ≤ (2Sn ＋ Al)/3Ni ≤ 0.37 을 충족시키는 구리 합금의 선재를 준비하는 공정과, 상기 선재를 700 ℃ 이상 또한 1085 ℃ 미만의 온도에서 0.5 분 이상 또한 120 분 이하의 시간동안 열 처리하는 공정과, 상기 열 처리 후, 선재 중에 석출되는 Ni-Al 계 화합물의 석출물의 입경이 50 ㎚ 이하인 상태에서 총 가공률이 95 ％ 를 초과하는 냉간 신선하는 공정을 포함할 수 있다.
본 발명에 의하면, 우수한 강도 및 높은 도전율을 갖는 스프링용 구리 합금 극세선을, 신선 가공시의 단선이나 균열을 억제하여, 양호한 수율로 제조할 수 있다.
도 1 은, 발명재 1 의 석출물의 상태를 나타내는 SEM 의 사진이다.
도 2 는, Cu-Ni-Si 계 합금 중의 Ni3Si 화합물의 일례를 나타내는 SEM 의 사진이다.
도 3 은, 열 처리부터 냉각까지의 공정을 설명하는 장치 개략도이다.
도 4 는, 비교재 15 의 곳곳에 구멍이 발생하고 있는 상태를 나타내는 SEM 의 사진이다.
이하, 본 발명의 바람직한 실시형태에 대해 설명하지만, 본 명세서에서는, 특별히 지정하는 경우를 제외하고, 각 구성 원소의 함유량의 단위「％」는 「질량％」를 의미하고 있는 것에 주의하길 바란다.
본 발명의 스프링용 구리 합금 극세선은, 선 직경이 100 ㎛ 이하로서, 6.0 ％ ＜ Ni ＜ 15.0 ％, Sn ＜ 6.0 ％, Al ＜ 1.2 ％, 잔부가 Cu 및 불가피 불순물로 구성되고, 인장 강도가 1350 ㎫ 이상이고, 도전율이 4.0 ％IACS 이상이고, 게다가, Ni, Sn 및 Al 의 관계 비율이 0.20 ≤ (2Sn ＋ Al)/3Ni ≤ 0.37 을 충족시킨다. 이하, 이들 구성에 대해, 상세한 내용에 대하여 설명한다.
[선 직경 100 ㎛ 이하]
본 발명의 스프링용 구리 합금선은, 예를 들어, 정밀 전자 기기에 있어서, 예를 들어, 서스펜션 스프링이나 접점 스프링으로서 장착되는 것으로, 그러한 요청으로부터, 선 직경이 100 ㎛ 이하인 극세선으로서 제공된다. 선재의 횡단면은, 진원상 외에, 편평상이어도 된다. 후자의 경우, 장경이 100 ㎛ 이하이면 된다. 본 발명의 스프링용 구리 합금선은, 주성분이 Cu 이기 때문에, 예를 들어, 구멍 다이스를 사용한 냉간 신선 가공에 의해 100 ㎛ 이하의 원하는 선 직경으로 조정할 수 있다.
본 발명에서 각 원소를 상기 분량으로 제한하는 이유는 다음에 의한다.
[6.0 ％ ＜ Ni ＜ 15.0 ％]
Ni 는, Sn 이나 Al 과 화합하여, 구리 합금 재료의 강도 및 스프링 특성을 향상시키기 위해서 첨가된다. 따라서, Ni 의 함유량이 6.0 ％ 이하에서는, Sn 이나 Al 과의 화합량도 감소하여, 충분한 강도가 얻어지지 않는다. 이와 같은 관점으로부터, Ni 는, 바람직하게는 10.0 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 11.0 ％ 이상이 된다. 반대로, Ni 가 15.0 ％ 이상이 되면, Sn 이나 Al 과 결합하는 양을 초과한 범위에서 첨가되게 되어, 고강도화는 가능하지만, 다량의 화합물이 형성되는 점에서 인성이 저하되고, 그것에 수반하여 가공성 및 스프링 특성의 저하나 도전율의 저하를 초래한다. 이와 같은 관점으로부터, Ni 는, 바람직하게는 14.0 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 13.0 ％ 이하가 된다.
[Sn ＜ 6.0 ％]
본 발명은, 구리 합금 재료의 강도 및 스프링 특성을 향상시키기 위해서, 종래의 특허문헌 1 에 개시되어 있었던 Cu-Ni-Si 계 합금에서 첨가되고 있었던 Si 대신에, Sn 을 채용하고 있다. Ni-Sn 계 화합물의 석출 온도는, 700 ∼ 800 ℃ 의 범위로, 이것은 Cu 의 융점 (1085 ℃) 보다 낮다. 따라서, 본 발명의 구리 합금에 의하면, Ni-Sn 계 화합물의 석출 온도보다 고온이고, 또한, Cu 의 융점보다 낮은 온도에서 열 처리할 수 있기 때문에, Cu 를 융해시키지 않고 Ni-Sn 의 석출물을 고용시킬 수 있다.
Sn 은, Ni 와 화합하여 구리 합금 재료의 강도 및 스프링 특성을 향상시킨다. 구리 합금 중의 Sn 의 확산은 느리기 때문에, 합금 중에 Sn 의 화합물이 생성되었다고 해도 그 성장 속도는 느려, 과포화로 고용된 상태를 유지하는 것이 가능하다. 따라서, 본 발명에서는, Sn 의 과포화 고용에 의한 고용 강화에 의해 구리 합금의 강도를 향상시키는 것이 가능하다. 게다가, 신선 가공에 의해, 과포화 고용되어 있는 Sn 이 화합물로서 석출되어, 신선 가공 후의 극세선의 도전율은 향상된다. 또, Sn 의 과포화 고용은, 구리 합금의 가공 경화 계수를 크게 하여, 신선 가공시의 가공 경화를 증대시키는 이점을 갖는다. 또한, Sn 의 원자 반경은 Cu 의 1.2 배 이상으로, Cu 의 매트릭스와 Ni-Al 계 금속 간 화합물의 계면에 편석되어, 드래그 효과에 의해 Ni-Al 계 화합물의 성장을 억제함으로써, Ni-Al 계 화합물의 미세화에 기여하는 것으로 추찰된다.
한편, Sn 의 함유량이 많아지면, 과잉의 Sn 이 결정립계의 강도를 저하시켜, 신선 가공시나 단조시에 재료의 균열을 발생시킬 우려가 있다. 이와 같은 관점으로부터, Sn 의 함유량은, 6.0 ％ 미만이 될 필요가 있고, 바람직하게는 5.9 ％ 이하, 보다 바람직하게는 5.0 ％ 이하가 된다. 또한, Sn 의 함유량이 적으면, 충분한 강도의 향상을 기대할 수 없을 우려가 있다. 이와 같은 관점으로부터, Sn 의 함유량은, 바람직하게는 2.0 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 3.0 ％ 이상, 특히 바람직하게는 4.0 ％ 이상이 된다.
[Al ＜ 1.2 ％]
Al 도, Ni 와 화합하여 구리 합금 재료의 강도 및 스프링 특성을 향상시키기 위해서 필수의 원소이지만, Al 의 함유량이 많아지면, 과잉의 Ni3Al 계 화합물이 생성됨으로써, 합금 경도가 상승하고, 나아가서는, 인성 저하에 의한 신선 가공시의 단선을 초래할 우려가 있다. 이와 같은 관점으로부터, Al 의 함유량은 1.2 ％ 이하가 되지만, 보다 바람직하게는 1.1 ％ 이하가 된다. 또한, Al 의 함유량이 적으면, 충분한 강도의 향상을 기대할 수 없을 우려가 있다. 이와 같은 관점으로부터, Al 의 함유량은 0.5 ％ 이상이 바람직하고, 보다 바람직하게는 1.0 ％ 이상이 된다.
[0.20 ≤ (2Sn ＋ Al)/3Ni ≤ 0.37]
구리 합금의 도전율 및 가공성을 높이기 위해서는, Cu 의 중량％ 를 크게 하면 된다. 한편, 본 발명의 구리 합금 중에는, 화합물로서 Ni3Al 과 Ni3Sn2 가 석출되고, 이것들이 강도 향상에 기여한다. 발명자들은, 이상의 점에서, 스프링용 구리 합금 극세선으로서 필요한 강도 및 가공성을 만족시키기 위해서, Ni 에 대한 Sn 및 Al 의 적합한 비율을 규정하였다. 그리고, 여러 가지 실험의 결과, 상기 Ni 에 대한 Sn 및 Al 량을 규정하는 파라미터 (2Sn ＋ Al)/3Ni 가 0.37 을 초과하는 경우, Ni 량에 비하여 Sn 량이나 Al 량이 상대적으로 많아지기 때문에, 단조나 신선시에 균열이나 단선이 발생하여, 수율이 저하되는 것이 판명되었다. 반대로, 상기 Ni 에 대한 Sn 및 Al 량을 규정하는 파라미터 (2Sn ＋ Al)/3Ni 가 0.20 을 하회하면, Ni 량이 상대적으로 과다해져, 본 발명의 대상으로 하는 스프링 재로서 필요한 강도를 확보할 수 없는 것도 판명되어 있다. 이들 관점에서, 파라미터 (2Sn ＋ Al)/3Ni 는, 0.24 이상이 바람직하고, 또, 0.31 이하가 바람직하다.
[B ＜ 0.05 ％]
본 발명의 구리 합금선은, 임의 원소로서, 추가로, 0.05 ％ 미만으로 B 가 첨가되어도 된다. B 의 원소의 첨가에 의해, 합금 중의 결정립이 미세화되어, 더욱 높은 강도를 얻을 수 있다. 한편, B 의 함유량이 많아지면, 재료의 곳곳에 구멍 (이른바 「공극」) 이 발생할 우려가 있으므로, B 의 함유량은 0.05 ％ 미만, 바람직하게는 0.02 ％ 이하가 보다 바람직하다.
[La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb 및 Lu 의 군에서 선택되는 1 종 이상의 금속이 0.005 ％ ∼ 0.1 ％]
본 발명의 구리 합금선은, 임의 원소로서, 추가로, La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb 및 Lu 의 군 (이하, 「란타노이드」라고 한다) 에서 선택되는 1 종 이상의 금속이 0.005 ％ 이상 0.1 ％ 이하로 첨가되어도 된다. 란타노이드의 첨가에 의해, 구리 합금의 고온역에 있어서의 입계 산화가 억제되어, 열간 가공성이 향상된다. 여기서, 란타노이드의 함유량 (란타노이드의 합계의 함유량으로 이하 동일하다) 이 0.005 ％ 미만에서는, 구리 합금의 고온역에 있어서의 입계 산화를 충분히 억제할 수 없다. 이와 같은 관점으로부터, 란타노이드의 함유량은 0.005 ％ 이상, 바람직하게는 0.01 ％ 이상이 바람직하다. 한편, 란타노이드의 함유량이 많아지면, 여분의 비용이 드는 데다가, 구리 합금의 입계에 과잉으로 편석되어 열간 가공성을 저해할 우려가 있으므로, 란타노이드의 함유량은 0.1 ％ 이하, 바람직하게는 0.08 ％ 이하가 보다 바람직하다. 또한, 란타노이드에 속하는 금속은, 각각 근사한 화학적 성질을 갖기 때문에, 이들 중에서 어느 1 종 또는 2 종 이상을 조합하여 상기 함유량이 얻어지면, 상기 서술한 작용을 발휘시킬 수 있다. 또, 미시 메탈과 같이, 상기 란타노이드를 임의의 조합으로 함유하는 합금이 첨가되어도 된다.
[0.05 ％ ≤ Mg ≤ 0.2 ％]
본 발명의 구리 합금선의 다른 양태에서는, 임의 원소로서, 추가로, 0.05 ％ 이상 0.2 ％ 이하로 Mg 가 첨가되어도 된다. Mg 의 원소의 첨가에 의해, 결정립이 미세화되어, 인장 강도가 향상된다. 여기서, Mg 의 함유량이 0.05 ％ 미만에서는, 충분한 결정립의 미세화 효과가 얻어지지 않는다. 이와 같은 관점으로부터, Mg 의 함유량은 0.05 ％ 이상, 바람직하게는 0.1 ％ 이상이 바람직하다. 한편, Mg 의 함유량이 많아지면, 개재물의 생성에 의해 신선성이 저해될 우려가 있으므로, Mg 의 함유량은 0.2 ％ 이하, 바람직하게는 0.15 ％ 이하가 보다 바람직하다.
[0.05 ％ ≤ Ti ≤ 0.2 ％]
본 발명의 구리 합금선의 다른 양태에서는, 임의 원소로서, 추가로, 0.05 ％ 이상 0.2 ％ 이하로 Ti 가 첨가되어도 된다. Ti 의 원소의 첨가에 의해, Ti 가 미세 석출물로서 석출되어, 인장 강도가 향상된다. 여기서, Ti 의 함유량이 0.05 ％ 미만에서는, 충분한 미세 석출물로서의 석출 효과가 얻어지지 않는다. 이와 같은 관점으로부터, Ti 의 함유량은 0.05 ％ 이상, 바람직하게는 0.1 ％ 이상이 바람직하다. 한편, Ti 의 함유량이 많아지면, 도전성이 저하되므로, Ti 의 함유량은 0.2 ％ 이하, 바람직하게는 0.15 ％ 이하가 보다 바람직하다.
[0.005 ％ ≤ Ca ≤ 0.1 ％]
본 발명의 구리 합금선의 다른 양태에서는, 임의 원소로서, 추가로, 0.005 ％ 이상 0.1 ％ 이하로 Ca 가 첨가되어도 된다. Ca 의 원소의 탈산 작용에 의해, 청정도가 향상되고, 가공성이 향상된다. 여기서, Ca 의 함유량이 0.005 ％ 미만에서는, 충분한 탈산 작용 효과가 얻어지지 않는다. 이와 같은 관점으로부터, Ca 의 함유량은 0.005 ％ 이상, 바람직하게는 0.008 ％ 이상이 바람직하다. 한편, Ca 는 첨가 그 자체가 곤란하지만, Ca 의 함유량이 많아지면, 주조시에 재료의 곳곳에 내부 결함으로서의 구멍 (이른바 「공극」) 이 발생할 우려가 있으므로, Ca 의 함유량은 0.1 ％ 이하, 바람직하게는 0.012 ％ 이하가 보다 바람직하다.
[불가피 불순물]
본 발명은, 이상과 같은 성분 원소로 구성되고, 잔부가 불가피적 불순물과 Cu 로 이루어지는 구리 합금선이다. 불가피적 불순물로는, 예를 들어, O, Zn, Mn, Si, Fe, S 등을 들 수 있다. 특히 O 는 산화물을 만들어 소성 가공성을 악화시킴과 함께 도전성을 저하시키고, 또, S 및 Fe 도 유해한 조대 (粗大) 개재물을 형성시키는 점에서, 그것들의 합계는 0.20 ％ 이하가 되도록 관리되는 것이 바람직하다. 또, 개개의 불순물의 함유량은, 0.10 ％ 이하 정도가 된다.
[인장 강도]
본 발명의 스프링용 구리 합금 극세선은, 충분한 강도를 발휘하기 위해서, 인장 강도가 1350 ㎫ 이상으로 조정되지만, 보다 바람직하게는 1400 ㎫ 이상으로 조정된다. 본 명세서에 있어서, 극세선의 인장 강도는, JIS-Z 2241「금속 재료 인장 시험 방법」에 준하여 측정된다.
[도전율]
본 발명의 스프링용 구리 합금 극세선은, 도전율이 4.0 ％IACS 이상이 된다. 이로써, 예를 들어, 카메라 모듈용의 서스펜션 스프링이나, 그 외에, 여러 가지 도전성 스프링으로서 바람직하게 이용할 수 있다. 본 실시형태의 스프링용 구리 합금 극세선은, 선 직경이 100 ㎛ 이하로 매우 작고, 전기 저항도 작은 점에서, 그 전기 특성으로서 도전율이 4.0 ％IACS 이상을 갖는 것이면 충분하다. 바람직하게는, 도전율은, 6.0 ％IACS 이상 8.5 ％IACS 이하가 된다. 본 명세서에 있어서, 도전율은 JIS-C 3002「전기용 구리선 및 알루미늄선 시험 방법」에 준거한 20 ℃ 의 항온조 중에서의 4 단자법 (시료 길이 100 ㎜) 에 의해 측정된다.
[구리 합금 극세선의 제조 방법]
본 발명의 극세선은, 상기 화학 성분을 갖는 소정의 선 직경을 갖는 구리 합금선 (모재선) 이 700 ℃ 이상 또한 1085 ℃ 미만의 온도에서 0.5 분 이상 또한 120 분 이하의 시간으로 고용화 열 처리된다. 이로써, 선재 중의 Ni-Al 계 화합물 및 Ni-Sn 계 화합물을 Cu 중에 고용시킬 수 있다. 다음으로, 열 처리 후, 구리 합금선 중에 석출된 Ni-Al 계 화합물의 입경이 50 ㎚ 이하인 상태에서, 총 가공률이 95 ％ 를 초과하는 냉간 신선 가공이 실시된다.
상기 고용화 열 처리의 온도가 700 ℃ 미만인 경우, 주조시에 생성된 화합물이 분해·고용되지 않고 잔존한다는 문제가 있어 바람직하지 않다. 반대로, 상기 고용화 열 처리의 온도가 1085 ℃ 를 초과하면, 모재 원소인 Cu 가 융해되기 때문에 채용할 수 없다. 또, 열 처리 시간이 0.5 분 미만에서는, 충분한 고용화를 실시할 수 없고, 반대로 120 분을 초과하면, 시효 석출된 화합물의 조대화가 현저해져, 가공성이 저하된다는 문제가 있다.
상기 고용화 열 처리 후, 예를 들어, 구리 합금선의 냉각이 실시된다. 열 처리 후의 구리 합금선이 고온 상태 그대로 공기에 접하면 표면이 산화되기 때문에, 표면의 스케일을 제거하는 처리 공정이 별도로 필요하게 된다. 본 실시형태에서는, 이들 공정을 불필요하게 하기 위해, 도 3 에 나타나는 설비를 사용하여, 무산화성 분위기에서의 열 처리 (광휘 어닐링) 가 실시된다. 이 설비는, 예를 들어, 열 처리부 (100) 와 냉각부 (200) 를 포함한다. 열 처리부 (100) 는, 노 본체 (102) 와, 그 안을 관통하여 연장되는 SUS316 등의 스테인리스제의 파이프 (104) 를 포함한다. 파이프 (104) 의 내부에는, 수소나 아르곤 등의 가스가 충전됨으로써, 무산화 분위기가 된다. 구리 합금선 (300) 은, 노 본체 (102) 내의 파이프 (104) 의 내부를 도면에 있어서 우측으로 주행함으로써, 선재 표면의 산화를 방지하면서 열 처리가 이루어진다.
파이프 (104) 의 하류측의 일부는, 노 본체 (102) 로부터 돌출되어 있다. 파이프 (104) 의 돌출 부분은, 냉각부 (200) 에서 냉각된다. 냉각부 (200) 는, 온조 (溫調) 된 냉각수가 공급되는 수조 (202) 를 포함하고 있다. 이 수조 (202) 에서 파이프 (104) 가 냉각된다. 이로써, 파이프 (104) 내의 구리 합금선 (300) 은, 파이프 (104) 를 통하여 냉각된다 (간접 냉각). 파이프 (104) 의 돌출 길이나 구리 합금선의 이송 속도 등이 적절히 조정되어, 파이프 (104) 로부터 노출된 구리 합금선의 온도를 산화 온도보다 낮게 제어할 수 있다. 이상과 같은 공정은, 구리 합금선의 표면 산화를 억제함과 함께, 내부에서 Sn 화합물의 입경이 크게 성장되는 것을 억제하는 데에도 도움이 된다.
또, 구리 합금선 중에 석출된 Ni-Al 계 화합물의 입경이 50 ㎚ 이하인 상태에서, 총 가공률이 95 ％ 를 초과하는 냉간 신선 가공, 보다 바람직하게는 98 ％ 이상의 냉간 신선 가공이 실시된다. 이로써, 본 실시형태에서는, 입경이 큰 Ni-Al 계 화합물의 석출물에서 기인한 신선시의 단선이나 균열을 억제할 수 있다. 이 때, 가공률이 95 ％ 이하에서는, 가공 경화에 의한 강도 향상이 불충분하여, 목적으로 하는 강도를 얻는 것이 곤란하다는 문제가 있다. 또한, 냉간 신선 가공시에 있어서 상기 화합물의 입경이 50 ㎚ 이하인지의 여부는, 적어도 냉간 신선 가공 직전의 선재의 상기 화합물의 입경을 검사함으로써 판별할 수 있다. 왜냐하면, 그 이후, 냉간 신선 가공 중에 입경이 현저하게 성장하는 경우가 없기 (즉, 극세선 영역에서의 냉간 신선 가공에 영향을 미치기까지는 성장하지 않기) 때문이다.
실시예
이하, 본 발명의 보다 상세한 실시예가 설명되지만, 본 발명은, 이하의 실시예에 한정하여 해석되는 것은 아니다.
표 1 에 나타내는 화학 성분 조성을 갖는 구리 합금 재료 (발명재 1 ∼ 11, 비교재 12 ∼ 15) 를, 연속 주조기를 사용하여, 각각 1250 ℃ 에서 용해시키고, 연속 주조하여 직경 9.5 ㎜ 의 주조 로드 (모재선) 를 제조하였다. 발명재 1 ∼ 5 는 Cu-Ni-Sn-Al 재이고, 발명재 6 및 7 은, Cu-Ni-Sn-Al-B 재이다. 발명재 8 내지 11 은, Cu-Ni-Sn-Al 의 베이스재에, 란타노이드로서의 La ＋ Ce, Mg, Ti 및 Ca 를 각각 첨가한 것이다. 비교재 12 는, 발명재에 비하여 Al 의 함유량을 높인 것이고, 비교재 13 및 14 는, 발명재에 비하여 Sn 의 함유량을 높인 것이고, 비교재 15 는, 발명재에 비하여 B 의 함유량을 높인 것이다.
Figure 112019070041679-pct00001
다음으로, 상기 주조 로드를 냉간 신선 가공과 온도 800 ∼ 950 ℃ 에서의 중간 열 처리를 반복 실시하면서 선 직경 0.5 ∼ 2.0 ㎜ 로 세경화하고, 추가로, 온도 850 ∼ 900 ℃ × 0.5 ∼ 10.0 min. 의 조건에서 열 처리를 실시하여 연질 소선 (素線) 으로 하고, 그리고, 이 연질 소선을 연속 신선기로 각각 가공률 95 ％ 의 냉간 신선 가공을 실시함으로써, 최종 마무리 선 직경 50 ㎛ 의 경질 구리 합금선을 얻었다.
발명재 1 내지 11 에 대해서는, 모두 신선 가공시에 단선이나 균열이 발생하지 않아, 비교재 12 내지 15 에 비해서도 양호한 가공성을 갖는 것이 확인되었다. 또, 스프링재로서 요구되는 인장 강도와 도전율을 구비하는 것도 확인할 수 있었다. 도 1 에는, 발명재 1 의 SEM 화상을 나타낸다. 또한, 발명재 8 에 대해서는, 란타노이드로서, La 및 Ce 를 첨가했지만, 란타노이드의 다른 금속인 Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb 또는 Lu 를 첨가한 경우에도, 이것들이 서로 매우 비슷한 화학적 성질을 갖는 점에서, 동일한 효과가 발휘된다.
한편, 비교재 12 는, Al 의 함유량이 많아, 열 처리 후에도 경도가 크고 또한 인성이 낮기 때문에 극세선 영역 (100 ㎛ 이하의 선 직경) 에 대한 신선 가공시에 단선되었다. 또, 비교재 13 은, Sn 의 함유량이 많았기 때문에, 과잉의 Sn 의 편석에 의해 결정립계의 강도를 저하시킨 것에 의해, 단조시 및 신선 가공시에 균열이 발생한 것으로 추찰된다. 또한, 비교재 14 에 대해서는, 비교재 12 및 13 의 문제의 양방이 발생하였다. 게다가, 비교재 15 는, 도 4 에 나타내는 바와 같이, 재료의 곳곳에 구멍이 발생되어 있는 것이 확인되었다. 이들 비교재 12 내지 15 에 대해서는, 모두 인장 강도와 도전율의 측정은 실시하지 않았다.

Claims (9)

  1. 선 직경이 100 ㎛ 이하인 스프링용 구리 합금 극세선으로서,
    질량％ 로, 6.0 ％ ＜ Ni ＜ 15.0 ％, Sn ＜ 6.0 ％, 0.5 ％ ≤ Al ＜ 1.2 ％, 잔부가 Cu 및 불가피 불순물로 구성되고,
    인장 강도가 1350 ㎫ 이상이고,
    도전율이 4.0 ％IACS 이상이고,
    Ni, Sn 및 Al 의 관계 비율이 0.20 ≤ (2Sn ＋ Al)/3Ni ≤ 0.37 을 충족시키는, 스프링용 구리 합금 극세선.
  2. 제 1 항에 있어서,
    질량％ 로, 10.0 ％ ＜ Ni ＜ 14.0 ％, 2.0 ％ ＜ Sn ＜ 5.9 ％, 0.5 ％ ＜ Al ＜ 1.2 ％, 잔부가 Cu 및 불가피 불순물로 구성되어 있는, 스프링용 구리 합금 극세선.
  3. 제 2 항에 있어서,
    Ni, Sn 및 Al 의 관계 비율이 0.24 ≤ (2Sn ＋ Al)/3Ni ≤ 0.31 을 충족시키는, 스프링용 구리 합금 극세선.
  4. 제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서,
    추가로, B ＜ 0.05 ％ 를 함유하는, 스프링용 구리 합금 극세선.
  5. 제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서,
    추가로 La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb 및 Lu 의 군에서 선택되는 1 종 이상의 금속을 0.005 ％ 이상 0.1 ％ 이하로 함유하는, 스프링용 구리 합금 극세선.
  6. 제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서,
    추가로, 0.05 ％ ≤ Mg ≤ 0.2 ％ 를 함유하는, 스프링용 구리 합금 극세선.
  7. 제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서,
    추가로, 0.05 ％ ≤ Ti ≤ 0.2 ％ 를 함유하는, 스프링용 구리 합금 극세선.
  8. 제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서,
    추가로, 0.005 ％ ≤ Ca ≤ 0.1 ％ 를 함유하는, 스프링용 구리 합금 극세선.
  9. 스프링용 구리 합금 극세선의 제조 방법으로서,
    질량％ 로, 6.0 ％ ＜ Ni ＜ 15.0 ％, Sn ＜ 6.0 ％, 0.5 ％ ≤ Al ＜ 1.2 ％, 잔부가 Cu 및 불가피 불순물로 구성되고, 또한, Ni, Sn 및 Al 의 관계 비율이 0.20 ≤ (2Sn ＋ Al)/3Ni ≤ 0.37 을 충족시키는 구리 합금의 선재를 준비하는 공정과,
    상기 선재를 700 ℃ 이상 또한 1085 ℃ 미만의 온도에서 0.5 분 이상 또한 120 분 이하의 시간동안 열 처리하는 공정과,
    상기 열 처리 후, 선재 중에 석출되는 Ni-Al 계 화합물의 석출물의 입경이 50 ㎚ 이하인 상태에서 총 가공률이 95 ％ 를 초과하는 냉간 신선하는 공정을 포함하는, 스프링용 구리 합금 극세선의 제조 방법.
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