KR20070098646A - 열간 가공성이 우수한 구리 합금 및 그 제조 방법 - Google Patents

열간 가공성이 우수한 구리 합금 및 그 제조 방법 Download PDF

Info

Publication number
KR20070098646A
KR20070098646A KR1020070030786A KR20070030786A KR20070098646A KR 20070098646 A KR20070098646 A KR 20070098646A KR 1020070030786 A KR1020070030786 A KR 1020070030786A KR 20070030786 A KR20070030786 A KR 20070030786A KR 20070098646 A KR20070098646 A KR 20070098646A
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
copper alloy
hot workability
precipitate
alloy
precipitates
Prior art date
Application number
KR1020070030786A
Other languages
English (en)
Other versions
KR100885825B1 (ko
Inventor
마사토시 에토
사토루 엔도우
Original Assignee
닛코 킨조쿠 가부시키가이샤
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Priority claimed from JP2006100338A external-priority patent/JP4937628B2/ja
Priority claimed from JP2006233750A external-priority patent/JP2008056974A/ja
Application filed by 닛코 킨조쿠 가부시키가이샤 filed Critical 닛코 킨조쿠 가부시키가이샤
Publication of KR20070098646A publication Critical patent/KR20070098646A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR100885825B1 publication Critical patent/KR100885825B1/ko

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C9/00—Alloys based on copper
    • C22C9/06—Alloys based on copper with nickel or cobalt as the next major constituent
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01B—CABLES; CONDUCTORS; INSULATORS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR CONDUCTIVE, INSULATING OR DIELECTRIC PROPERTIES
    • H01B1/00—Conductors or conductive bodies characterised by the conductive materials; Selection of materials as conductors
    • H01B1/02—Conductors or conductive bodies characterised by the conductive materials; Selection of materials as conductors mainly consisting of metals or alloys
    • H01B1/026—Alloys based on copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C01—INORGANIC CHEMISTRY
    • C01P—INDEXING SCHEME RELATING TO STRUCTURAL AND PHYSICAL ASPECTS OF SOLID INORGANIC COMPOUNDS
    • C01P2006/00—Physical properties of inorganic compounds
    • C01P2006/40—Electric properties
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C2202/00—Physical properties

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Conductive Materials (AREA)

Abstract

과제
굽힘 가공성을 손상시키지 않고, 강도, 도전성이 우수하고, 열간 가공성이 우수한 전자 부품용 구리 합금을 제공한다.
해결 수단
Ni : 1.00∼2.00%, P : 0.10∼0.50%, Mg : 0.01∼0.20% (질량 비율) 를 함유하고, Ni/P 함유량 비율 : 4.0∼6.5 이고 또한, Cr : 0.03∼0.45% 또는 B : 0.005∼0.070% 를 함유하고, 잔부가 Cu 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 추가로 Sn 및 In 중 1 종 이상을 합계로 0.01∼1.00% 이하 함유해도 되며, 최종 냉간 압연 전의 Ni-P-Mg 계 석출물의 장경 (a), 단경 (b) 로 했을 때, 적어도 애스팩트비 (a/b) 가 2∼50 이고 또한 단경 (b) 이 10∼25㎚ 가 되는 석출물을 갖고, 상기 석출물과 애스팩트비 (a/b) 가 2 미만이고 또한 장경 (a) 이 20∼50㎚ 가 되는 석출물의 총합이 구리 합금 중의 모든 석출물의 면적의 총합에 대해 80% 이상을 차지하는 구리 합금으로서, 바람직하게는 인장 강도 700㎫ 이상이고 또한 도전율 40%IACS 이상의 고도전성을 가지며, 우수한 열간 가공성과 우수한 강도를 겸비한 전자 부품용 고강도 고도전성 구리 합금.
구리 합금

Description

열간 가공성이 우수한 구리 합금 및 그 제조 방법{COPPER ALLOY HAVING SUPERIOR HOT WORKABILITY AND METHOD FOR PRODUCING SAME}
[특허문헌 1] 일본 공개특허공보 2000-273562호
본 발명은 고강도, 고도전성의 전자기기 부품용의 열간 가공성이 우수한 구리 합금에 관한 것이며, 특히 소형, 고집적화된 반도체 기기 리드용 및 단자 커넥터용 구리 합금에 있어서, 굽힘 가공성을 손상시키지 않고, 특히 강도, 도전성이 우수하며, 열간 가공성이 우수한 전자 부품용 구리 합금에 관한 것이다.
구리 및 구리 합금은 커넥터, 리드 단자 등의 전자 부품 및 플렉서블 회로 기판용으로서 다용도에 걸쳐 폭넓게 이용되고 있는 재료로서, 급속하게 전개되는 IT 화에 의한 정보 기기의 고기능화 및 소형화ㆍ박육화에 대응하여 더 나은 특성 (강도, 굽힘 가공성, 도전성) 의 향상이 요구되고 있다.
또한, IC 의 고집적화에 수반하여, 소비 전력이 높은 반도체 소자가 많이 사용되게 되어, 반도체 기기의 리드 프레임재에는 방열성 (도전성) 이 양호한 Cu-Ni-Si 계나 Cu-Fe-P, Cu-Cr-Sn, Cu-Ni-P 등의 석출형 합금이 사용되게 되었다. 상 기 Cu-Ni-P 계 합금은 Ni-P 계 화합물의 미세 석출에 의해 강화되는데, 특허문헌 1 에서는 합금 중의 Ni, P, Mg 성분량을 조정하여 강도 및 도전성, 내응력 완화성을 구비한 합금을 얻었다는 것이 보고되고 있다.
일반적으로, 구리 합금의 주조, 예를 들어, 연속 또는 반연속 주조에 있어서, 주괴는 몰드에 의해 발열(拔熱)되고, 괴(塊) 표층의 수 ㎜ 를 제외하고 내부는 약간의 시간을 들여 응고시킨다. 이 때에, 응고시 및 응고 후의 냉각 과정에서 한계를 초과하여 함유된 합금 원소가 결정립계 및 결정립 내로 정출(晶出) 또는 석출된다. 1.00% 이상의 Ni 및 0.20% 이상의 P 를 함유하는 구리 합금은 고강도 고도전이라는 장점을 갖지만, 실온에서는 Cu 모상(母相)으로의 고용한 이상의 Ni-P 성분을 많이 함유하고 있기 때문에, 주괴를 제조하면 통상은 Ni-P 계 화합물이 결정립계로 정출 또는 석출되어 버린다. 그리고, Cu-Ni-P 계 합금의 결정립계로 정출 또는 석출된 Ni-P 계 화합물은 모상의 Cu 보다 융점이 낮기 때문에, 이들 구리 합금의 응고는 불균일해져 내부 변형이 발생하고, 그 응력이나 외력에 의해 Ni-P 계 화합물 부분에서 파괴되어, 주조, 냉각 단계에서의 균열을 일으킨다. 또한, 열간 압연의 가열시에도 Ni-P 계 화합물이 모상보다 먼저 연화 또는 액상화되기 때문에 마찬가지로 균열이 발생한다.
그러나, 특허문헌 1 의 Cu-Ni-P 계 합금의 조성은 Ni 가 0.01∼1.00%, P 가 0.01∼0.20% 이기 때문에 상기 문제는 특별히 의식되지 않았었다.
본 발명의 목적은 주조, 냉각, 열간 가공 가열 또는 열간 가공 중에 발생하 는 균열을 방지하고, 고온 연성이 우수하며 열간 가공성이 양호한 Cu-Ni-P 계 합금을 제공하고자 하는 것이다.
과제를 해결하기 위한 수단
본 발명자들은 상기의 목적을 달성하기 위해 연구를 거듭한 결과, 하기 구성을 특정함으로써 우수한 열간 가공성과 우수한 강도 및 도전성을 구비하는 Cu-Ni-P-Mg 계 합금이 얻어진다는 것을 찾아냈다.
본 발명은 구리 합금에 있어서 Ni : 1.00% 이상 2.00% 이하 (본 명세서에서는, 성분 비율을 나타내는 % 는 질량% 로 한다), P : 0.10% 이상 0.50% 이하, Mg : 0.01% 이상 0.20% 이하를 함유하고, Ni 와 P 의 함유량 비율 Ni/P : 4.0 이상 6.5 이하이고 또한, Cr : 0.03% 이상 0.45% 이하 또는 B : 0.005∼0.070% 이며, 잔부가 Cu 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는 열간 가공성이 우수한 구리 합금에 관한 것이다. 상기 구리 합금은 최종 냉간 압연 전의 Ni-P-Mg 계 석출물의 크기와 형상에 대하여, 장경 : a, 단경 : b 로 했을 때, 애스팩트비 (a/b) 가 2∼50 이고 또한 단경 (b) 이 10∼25㎚ 가 되는 석출물 (A) 를 갖고, 상기 석출물 (A) 와 애스팩트비 (a/b) 가 2 미만이고 또한 장경 (a) 이 20∼50㎚ 가 되는 석출물 (B) 의 총합이 구리 합금 중의 모든 석출물의 면적의 총합에 대해 80% 이상을 차지한다. 본 발명은 바람직하게는 인장 강도 : 700㎫ 이상 또한, 도전율 : 40%IACS 이상의 특성값을 나타내는 열간 가공성이 우수한 고강도 고도전 전자기기용 구리 합금에 관한 것이다. 상기 성분 조성에 Sn, In 중 1 종류 이상을 0.01% 이상 1.00% 이하 함유하면, 바람직하게는 인장 강도 : 750㎫ 이상 또한, 도전율 : 40%IACS 이상의 특성값을 나타낸다.
발명을 실시하기 위한 최선의 형태
다음으로, 본 발명에서 구리 합금의 성분 조성의 수치 범위를 한정한 이유를 그 작용과 함께 설명한다.
[Ni 량]
Ni 는 합금의 강도 및 내열성을 확보하는 작용이 있음과 함께 후술하는 P 와의 Ni-P 계 화합물을 석출시켜 합금의 강도 상승에 기여한다. 그러나, 그 함유량이 1.00% 미만이면 원하는 강도가 얻어지지 않고, 한편, 2.00% 를 초과하여 Ni 를 함유시키면 열간 가공성이 저하됨과 함께 제품의 굽힘 가공성 및 도전율의 저하가 현저해진다. 게다가 또한, 장경이 큰 Ni-P-Mg 계 석출물의 면적률을 증가시켜 바람직하지 않다. Ni 및 P 의 함유량의 합 (Ni+P) 이 2.50% 를 초과하면 조대 입자의 정출량이 증대되고, 또한 시효 처리에서의 석출이 현저해져 크기 50㎚ 이하의 미세한 Ni-P-Mg 의 석출을 제어하기 어려워진다. 따라서, 본 발명의 합금의 Ni 함유량은 1.00%∼2.00%, 바람직하게는 1.10∼1.80% 이다.
[P 량]
P 는 Ni 와의 화합물을 석출시켜 합금의 강도 및 내열성을 향상시킨다. P 함유량이 0.10% 미만이면 화합물의 석출이 불충분하기 때문에, 원하는 강도가 얻어지지 않는다. 한편, P 함유량이 0.50% 를 초과하여 함유시키면 열간 가공성이 저하됨과 함께 도전율의 저하가 현저해진다. 게다가 또한, 장경이 큰 Ni-P 계 석출물의 면적률을 증가시켜 바람직하지 않다. 따라서, 본 발명의 합금의 P 함유량은 0.10%∼0.50%, 바람직하게는 0.20∼0.40% 이다.
[Mg 량]
Mg 는 Ni 및 P 와의 화합물을 석출시켜 합금의 강도 및 내열성을 향상시킨다. 또한, Mg 를 첨가하면 Ni-P-Mg 계 섬유 형상의 석출물이 생성되어, Mg 를 첨가하지 않는 Cu-Ni-P 계 합금과 비교하여 보다 고강도가 얻어진다. 게다가 그 효과는, Mg 가 모상 중에 고용되어 얻어지는 강도의 상승보다 크다. 단, Mg 함유량이 0.01% 미만이면 원하는 강도 및 내열성은 얻어지지 않는다. 한편, Mg 함유량이 0.20% 를 초과하면 열간 가공성을 현저히 저하시킴과 함께 도전율의 저하가 현저해진다. 또한, 조대한 석출물이 생겨 강도의 향상이 방해된다. 따라서, 본 발명의 합금의 Mg 함유량은 0.01%∼0.20%, 바람직하게는 0.02∼0.15% 이다.
[Ni/P 비]
Ni 와 P 의 함유량이 상기의 한정 범위 내에 있어도 Ni 와 P 의 함유 비율 Ni/P 가 Ni-P 계 화합물의 적절한 화학량론적 조성비에서 벗어나면, 즉, 4.0 미만인 경우에는 P 의 고용하는 양이 증가하고, 또한, 6.5 를 초과했을 경우에는 Ni 이 고용되는 양이 증대되어, 도전율의 저하가 현저해져 바람직하지 않다. 따라서, 본 발명의 합금의 Ni/P 비는 4.0∼6.5, 바람직하게는 4.5∼6.0 이다.
[Ni-P-Mg 계 석출물의 크기와 면적률]
Ni-P-Mg 계 석출물의 장경을 a (㎚), 단경을 b (㎚) 로 하여 애스팩트비 (a/b) 에 의해 분류하면, 당해 합금에서는 a/b=2∼50 정도의 애스팩트비가 큰 침 형상 및 섬유 형상의 석출물 (A) 와 a/b 가 2 미만인 입상의 석출물 (B) 의 2 종류를 생성시키는 것이 가능하다. 시효 처리 전의 가공 변형 (η) 을 0.4 미만, 바람직하게는 0.1 미만으로 함으로써 침 형상 및 섬유 형상의 석출물, 시효 처리 전의 가공 변형 (η) 을 0.4 이상으로 함으로써 입상의 석출물을 생성한다.
석출물의 크기를 규정하는 이유는 다음과 같다. 최종 냉간 압연 전의 단경 (b) 이 10nm 미만인 석출물은 가공 변형 (η)=2 이상의 압연 가공을 실시하면, 석출물이 파괴, 분해되어 구리 중에 재고용되어, 도전율을 저하시켜 바람직하지 않다. 한편, 최종 냉간 압연 전의 단경이 10㎚ 이상인 석출물은 가공 변형 (η)=2 이상의 압연 가공에서도 재고용되기 어려워, 10㎚ 이상의 석출물로서 존재한다. 특히 단경 (b) 이 20㎚ 이상인 석출물은 압연 전후에서 크기의 변화가 적어, 냉간 압연에 의해 석출물이 파괴, 고용되기 어려워진다. 게다가, 압연 전의 장경 (a) 이 50㎚ 를 초과하고, 또한 단경이 25㎚ 를 초과하는 석출물은 압연 후에도 그 크기를 유지하지만, 개개의 석출물의 체적이 크기 때문에, 구리 합금 중의 석출물의 분산 간격이 지나치게 커지기 때문에 석출 강화 및 가공 강화가 얻어지지 않게 된다.
또한, 장경 (a) 및 단경 (b) 은 최종 냉간 압연 전의 합금조를 압연 방향으로 평행하게 두께 직각으로 절단하고, 단면 화상을 화상 해석 장치를 사용하여 장경 (a) 이 5㎚ 이상인 석출물 모두에 대하여 측정한 모든 석출물의 장경 및 단경 각각의 평균값이다. 또한, 가공 변형 (η) 은 압연 전의 판 두께를 t0, 압연 후의 판 두께를 t 로 했을 경우, η=ln(t0/t) 로 나타난다.
상기로부터, 본 발명의 합금의 최종 냉간 압연 전의 Ni-P-Mg 계 석출물이란 애스팩트비 (a/b) 가 2∼50 이고 또한 단경 (b) 이 10∼25㎚ 인 석출물 (A) 에 추가하여, 애스팩트비 (a/b) 가 2 미만이고 또한 장경 (a) 이 20∼50㎚ 인 석출물 (B) 를 포함하는 것이다.
본 발명의 구리 합금의 최종 냉간 압연 전의 Ni-P-Mg 계 석출물을, 애스팩트비 (a/b) 가 2∼50 이고 또한 단경 (b) 이 10∼25㎚ 로 하기 위해서는, 시효 처리 전의 가공 변형 (η) 을 0.4 미만, 바람직하게는 0.1 미만으로 하여, 시효 처리시의 온도 및 시간 등을 적당히 조정한다. 또한, 애스팩트비 (a/b) 가 2 미만이고 또한 장경 (a) 이 20∼50㎚ 로 하기 위해서는, 시효 처리 전의 가공 변형 (η) 을 0.4 이상, 바람직하게는 1.5 정도로 하여, 시효 처리시의 온도 및 시간을 적당히 조정한다.
그러나, 모든 석출물을 상기 a 및 a/b 의 바람직한 범위 내로 하는 것은 곤란하기 때문에, 상기 a 및 a/b 의 범위가 되는 석출물 (A) 및 (B) 의 모든 석출물에 대한 비율이 중요해진다. 그래서, 합금 중의 모든 석출물의 면적 총합에 대한, 상기 a 및 a/b 의 바람직한 범위에 있는 석출물 (A) 및 (B) 의 면적 총합의 비율을 면적률 (C) 로 하면, 본 발명의 면적률 (C) 은 바람직하게는 80% 이상이다. 또한, 「모든 석출물」이란 장경 (a) 이 5㎚ 이상인 Ni-P-Mg 계 석출물 모두를 말한다.
면적률 (C) 이 80% 미만인 경우란, a 가 50㎚ 를 초과하고, 또한 단경 (b) 이 25㎚ 를 초과하는 석출물 또는 장경 (a) 이 20㎚ 미만 또는 단경 (b) 이 10㎚ 미만인 석출물이 많이 존재하는 경우이다. 예를 들어, a 가 50㎚ 를 초과하고, 또한 단경 (b) 이 25㎚ 를 초과하는 석출물이나 용해 주조시에 발생한 정출물이 열간 압연이나 용체화 처리에 의해 고용되지 않고 잔존한 1000㎚ 이상의 Ni-P-Mg 계 입자 (정출물) 가 많이 존재할 때에는 강도 향상에 기여하는 본 발명에서 규정한 범위의 미세한 석출물의 수가 적고, 석출물의 분산 간격이 커지기 때문에, 압연 가공의 가공 경화에 의해 원하는 강도는 얻어지지 않는다. 한편, 장경 (a) 이 20㎚ 미만 또는 단경 (b) 이 10nm 미만인 석출물은 압연 가공에 의해 재고용되기 때문에, 원하는 도전율은 얻어지지 않는다.
본 발명의 구리 합금의 최종 냉간 압연 전에 있어서, 애스팩트비 (a/b) 가 2∼50 이고 또한 단경 (b) 이 10∼25㎚ 인 Ni-P-Mg 계 석출물 (A), 및 애스팩트비 (a/b) 가 2 미만이고, 또한 장경 (a) 이 20∼50㎚ 가 되는 석출물 (B) 의 총합이 구리 합금 중의 모든 석출물의 면적의 총합에 대해 80% 이상을 차지하기 위해서는, 시효 처리 전의 가공 변형 (η) 을 0∼1.5 정도로 하여, 시효 처리시의 온도 및 시간을 적당히 조정하면 된다.
[Cr 량]
일반적으로 Cu-Ni-P-Mg 계 합금의 응고시의 냉각 속도가 느린 경우, 예를 들어 1100℃ 내지 950℃ 의 냉각 속도가 30℃/분 미만일 때, Ni-P-Mg 계 화합물이 결정립계로 집약화, 조대화를 수반하여 정출되기 때문에 바람직하지 않다.
Cr 은 Cu-Ni-P-Mg 계 합금의 응고시나 응고 후의 냉각 과정 및 열간 가공의 가열시에 Ni-P-Mg 계 화합물의 결정립계로의 정출 또는 석출을 억제하여, 합금의 열간 가공성을 향상시킨다. 그러나, 그 함유량이 0.03% 미만이면 열간 가공성의 개선 효과가 얻어지지 않고, 한편, 0.45% 를 초과하여 Cr 을 함유시키면 Ni-P-Mg-Cr, Cr-P 등의 화합물이 용해 중 또는 응고 중에 발생하거나, Cr 의 정출물이 발생된다. 이들 Cr 을 함유하는 화합물 및 정출물은 용체화 처리에 의해 Cu 모상 중에 고용되지 않고, 이 때문에 시효 처리에 의해 석출되는 Ni-P-Mg 계 화합물이 감소하여, 합금의 강도 저하를 초래한다. 또한, Ni-P-Mg-Cr, Cr-P 등의 화합물은, 제품에서는 장경 5㎛ 이상의 정출물 또는 석출물이 되어 제품에 잔존하고, 제품의 표면 결함, 굽힘 가공시의 균열의 기점, 도금 처리시의 결함의 기점이 되기 때문에 바람직하지 않다. 따라서, 본 발명의 합금의 Cr 함유량은 0.03%∼0.45% 이하, 바람직하게는 0.05%∼0.30% 이다.
[B 량]
B 는 Cu-Ni-P-Mg 계 합금의 응고시나 응고 후의 냉각 과정 및 열간 가공의 가열시에 Ni-P-Mg 계 화합물의 결정립계로의 정출 또는 석출을 억제하여, 합금의 열간 가공성을 향상시킨다. 그러나, 그 함유량이 0.005% 미만이면 열간 가공성의 개선 효과가 얻어지지 않고, 한편, 0.070% 를 초과하여 B 를 함유시키면 Ni-P-Mg-B 계, B-P 계 등의 화합물이 개재물로서 용해 중 또는 응고 중에 발생된다. 이들 B 를 함유하는 화합물은, 통상적으로 결정립계로 집약화, 조대화를 수반하여 정출 또는 석출되어 용체화 처리에 의해 Cu 모상 중에 고용되지 않기 때문에, 시효 처리에 의해 석출되는 Ni-P-Mg 계 화합물이 감소하여, 합금의 강도의 저하를 초래 한다. 또한, Ni-P-Mg-B 계, B-P 계 등의 화합물은 제품에서는 장경 5㎛ 이상의 개재물이 되어 제품에 잔존하고, 제품의 표면 결함, 굽힘 가공시의 균열의 기점, 도금 처리시의 결함의 기점이 되기 때문에 바람직하지 않다. 따라서, 본 발명의 합금의 B 함유량은 0.005%∼0.070% 이하, 바람직하게는 0.007%∼0.060% 이다.
[개재물]
본 발명의 「개재물」이란 Cu-Ni-P-Mg 계 합금 중의 결정립계 및/또는 결정립 내로 정출 또는 석출된 Ni-P-Mg-B 계 화합물, B-P 계 화합물 등을 주성분으로 하는 정출물을 의미하고, 결정립 내로 정출 또는 석출되는 미세한 Ni-P-Mg 계 화합물을 포함하는 것은 아니다. 개재물의 장경이란 압연 평행 단면에서의 크기 5㎛ 이상의 개재물의 평균 장경을 말한다.
장경 50㎛ 를 초과하는 개재물이 존재하면, 굽힘 가공시의 균열의 기점이 되어 제품의 굽힘 가공성을 열화시킨다. 따라서, 본 발명의 구리 합금은 바람직하게는 장경 50㎛ 를 초과하는 개재물의 개수가 1㎟ 당 0 개이다. 또, 장경 5∼50㎛ 인 개재물이 존재하면 개재물 중에 함유되는 B 량이 증대되어, B 를 첨가하는 목적인 Ni-P 계 화합물의 결정립계로의 정출을 억제하는 효과가 얻어지지 않게 된다. 따라서, 본 발명의 구리 합금은 바람직하게는 장경 5∼50㎛ 인 개재물의 개수가 1㎟ 당 100 개 이하, 더욱 바람직하게는 50 개 이하이다.
[Sn, In 량]
Sn 및 In 량은 모두 합금의 도전성을 크게 저하시키지 않고 주로 고용 강화에 의해 강도를 향상시키는 작용을 가지고 있다. 따라서, 필요에 따라 이들 금 속을 1 종류 이상 첨가하는데, 그 함유량이 총량으로 0.01% 미만이면 고용 강화에 의한 강도 향상의 효과가 얻어지지 않고, 한편, 총량으로 1.00% 이상을 첨가하면 합금의 도전율 및 굽힘 가공성의 저하가 현저해진다. 이 때문에, 단독 첨가 또는 2 종류 이상으로 복합 첨가되는 Sn 및 In 량은 0.01%∼1.00%, 바람직하게는 총량으로 0.05%∼0.80% 이다. 또한, 이들 원소는 본 발명에서는 의도적으로 첨가되는 원소로서, 불가피적 불순물로는 간주하지 않는다.
[O 량]
O 는 Cr 과 합금 중에서 반응하기 쉽고, O 가 합금 중에 산화물 상태로 존재하면 Cr 의 첨가 효과가 얻어지지 않는다. 또, P, B 도 산화되기 쉬우며, 특히 P 가 산화되면, Ni-P 계 석출물이 감소되어 강도의 저하를 초래한다. 따라서, 본 발명의 합금의 O 함유량은 0.0050% 이하, 바람직하게는 0.0030% 이하이다.
[인장 강도 및 도전율]
본 발명의 구리 합금은 열간 가공성이 우수하고, 게다가 우수한 도전성, 인장 강도, 굽힘 가공성을 겸비한다. 본 발명의 구리 합금의 인장 강도는 바람직하게는 700㎫ 이상, 더욱 바람직하게는 750㎫ 이상이며, 그 상한은 통상적으로 950㎫ 정도이다. 또한, 도전율은 바람직하게는 40%IACS 이상, 더욱 바람직하게는 45%IACS 이상이며, 그 상한은 통상적으로 65%IACS 정도이다.
[응고시의 냉각 속도와 개재물의 크기]
상기 본 발명의 요건을 만족시키는 Cu-Ni-P-Mg 계 합금은, 통상적으로 당업자가 제조시에 채용하는, 잉곳 주조, 열간 압연, 용체화 처리, 중간 냉간 압연, 시 효 처리, 최종 냉간 압연, 변형 제거 소둔 등에 있어서 적당히 가열 온도, 시간, 냉각 속도, 압연 가공도 등을 선택함으로써 제조할 수 있는데, B 를 0.005∼0.070% 첨가한 Cu-Ni-P-Mg-B 계 합금에 있어서, 통상적으로 행해지는 연속 또는 반연속 주조에 있어서의 응고 속도는 응고 단계에서 채용하는 장치, 방식에 따라 다르고, 또한 냉각 균일화 수단을 채용하지 않는 치주식(置注式) 등의 경우, 주괴의 외측과 내측에서 차이가 생긴다. 예를 들어, 철제 주형 (φ700×h1500㎜) 에 용동(溶銅)을 부어 응고시키는 치주식의 경우, 1100∼950℃ 의 냉각 속도는 1℃/분 정도이다.
본 발명의 구리 합금의 주조시에 있어서의 응고 온도 범위는 바람직하게는 1100℃ 내지 950℃ 이고, 이 냉각 온도 범위에서의 냉각 속도가 느리면 Ni-P-Mg-B 계 및/또는 P-B 계 화합물이 응고 단계에서 조대하게 생성되기 쉬워, B 첨가에 의한 열간 연성의 향상이 보이지 않을 우려가 있다.
상기 Ni-P-Mg-B 계 및/또는 P-B 계 화합물을 주성분으로 하는 개재물의 개수와 열간 연성에는 다음에 나타내는 상관이 확인되었다. 주조, 응고 단계에서의 1100℃ 내지 950℃ 의 냉각 속도가 30℃/분 미만인 주괴를 850℃ 로 1 시간 가열한 후, 수냉하여 얻어진 시료의 개재물의 계측 결과에서는, 장경 5∼50㎛ 인 개재물의 개수가 1㎟ 당 100 개 이상이거나, 또는 장경 50㎛ 를 초과하는 개재물의 개수가 1㎟ 당 1 개 이상인 경우, B 를 소정량 첨가한 합금에서도 850℃ 의 열간 압연에서 균열이 발생하였다. 따라서, 주조, 응고 단계에서의 1100℃ 내지 950℃ 의 냉각 속도는 30℃/분 이상이 바람직하다. 또한, 합금의 굽힘 가공성을 열화시키 지 않기 위해서는 Ni-P-B 계 화합물, P-B 계 화합물의 조대 석출화를 억제하기 위해, 주조, 응고 단계에서의 1100℃ 내지 950℃ 의 냉각 속도는 85℃/분 이상이 바람직하다. 또한, 1500℃/분을 초과하는 냉각 속도는 응고 수축부로의 용동의 공급이 시간에 맞지 않아 수축공에 의한 결함이 증대되기 때문에 바람직하지 않다.
Cr 을 첨가한 본 발명의 구리 합금의 주조시에 있어서도 응고 온도 범위는 1100℃ 내지 950℃ 이고, 이 냉각 온도 범위에서의 냉각 속도가 느리면 Ni-P 계 및/또는 Ni-P-Mg 계 화합물이 응고 단계에서 조대하게 생성되기 쉬워, Cr 첨가에 의한 열간 연성의 향상이 보이지 않을 우려가 있다.
[실시예]
Cu-Ni-P-Mg-Cr 계 합금 (표 1)
시료의 제조 :
전기 구리 또는 무산소 구리를 주원료로 하고, 니켈 (Ni), 15% P-Cu 모합금 (P), 10% Mg-Cu 모합금 (Mg), 10% Cr-Cu 모합금 (Cr), 주석 (Sn), 인듐 (In) 을 부원료로 하여, 고주파 용해로에서 진공 중 또는 아르곤 분위기 중에서 용해시키고, 주철제 주형을 사용하여 45×45×90㎜ 의 잉곳으로 주조하였다. 잉곳의 열간 압연 시험을 실시하여, 열간 압연에 의해 균열이 발생하지 않은 잉곳은, 850∼900℃ 로 0.5∼12 시간 가열하고, 주조시에 발생한 Ni-P 계, Ni-P-Mg 계 정출물을 고용시킨 후, 열간 압연을 실시한다. 열간 압연 종료시에 재료 온도 700∼850℃ 이상의 재료 온도가 얻어지지 않는 경우에는, 다시 700∼850℃ 로 0.5 시간 이상 가열한 후, 수냉하여 용체화를 충분히 실시하였다. 그 후, 시효 처리, 중간 냉 간 압연, 시효 처리, 최종 냉간 압연, 변형 제거 소둔의 순으로 실시하여, 두께 0.15㎜ 의 평판으로 하였다. 얻어진 판재 각종의 시험편을 채취하고 시험을 실시하여, 「강도」및 「도전율」을 평가하였다.
잉곳의 열간 가공성 평가 :
「열간 가공성」은 열간 압연에 의해 평가하였다 즉, 잉곳을 45×45×25㎜ 로 절단하고, 850℃ 로 1 시간 가열한 후, 두께 25㎜ 부터 5㎜ 까지 3 패스로 열간 압연 시험을 실시하였다. 열간 압연 후의 시료의 표면 및 에지에 대하여 육안으로 균열이 관찰된 경우를 "균열 있음", 표면 및 에지에 균열이 없고, 평활한 경우를 "균열 없음" 으로 하였다.
시험편의 물성 평가 :
「강도」에 대해서는, JIS Z 2241 에 규정된 인장 시험에 의해 13 호 B 시험편을 사용하고 실시하여, 인장 강도를 측정하였다.
「도전율」은 4 단자법을 사용하여 시험편의 전기 저항을 측정하고, %IACS 로 표시하였다.
「굽힘 가공성」은 90 도 W 굽힘 시험으로 평가하였다 시험은 CES-M0002-6 에 준거하고, R=0.1㎜ 의 지그를 사용하여 50kN 의 하중으로 90 도 굽힘 가공을 실시하였다. 굽힘부의 평가는, 중앙부 산 표면의 상황을 광학 현미경으로 관찰하여 균열이 발생한 것을 ×, 주름이 발생한 것을 △, 양호한 것을 ○ 로 하였다. 굽힘축은 압연 방향에 대해 직각 (Good way) 으로 하였다.
Ni-P-Mg 계 석출물의 평가 ;
최종 냉간 압연 전의 합금조를 압연 방향으로 평행하게 두께 직각으로 절단 하고, 주사형 전자 현미경 및 투과형 전자 현미경을 사용하여, 단면의 석출물을 10 시야 관찰하였다. 석출물의 크기가 5∼50㎚ 인 경우에는 50 만배∼70 만배의 시야 (약 1.4×1010∼2.0×1010㎚2), 100∼2000㎚ 인 경우에는 5 만배∼10 만배의 시야 (약 1.0×1013∼2.0×1013㎚2) 로 촬영을 실시하였다. 촬영한 사진의 화상을 화상 해석 장치 (주식회사 니레코 제조, 상품명 루젝스) 를 사용하여 장경 (a) 이 5㎚ 이상인 석출물 모두에 대하여 개개로 장경 (a), 단경 (b) 및 면적을 측정하였다. 이들 석출물로부터 랜덤하게 100 개를 꺼내어, 장경 (a) 이 5㎚ 이상인 모든 석출물의 면적 총합에 대해, 애스팩트비 (a/b) 가 2∼50 이고 또한 단경 (b) 이 10∼25㎚ 인 석출물 (A) 의 면적과 애스팩트비 (a/b) 가 2 미만이고 또한 장경 (a) 이 20∼50㎚ 인 석출물 (B) 의 면적의 총합의 비율을 면적률 (C) (%) 로서 산출하였다.
또한, 최종 냉간 압연 (통상은 가공 변형 (η)=2 이상) 에 의해, 냉간 압연 전의 석출물의 단경 (b) 이 10㎚ 보다 작은 Ni-P-Mg 계 석출물은 고용되어 관찰되지 않지만, 단경 (b) 이 10㎚ 이상인 석출물은 최종 냉간 압연 후에도 그 장경, 단경 및 애스팩트비를 유지한다는 것을 확인하였다. 또, 석출물의 면적률 (C) 도 마찬가지로 최종 냉간 압연 후에도 거의 변화되지 않는다.
본 발명에 관련된 열간 가공성이 우수한 고강도 고도전성 구리 합금의 실시예를 표 1 에 나타내는 성분 조성의 구리 합금에 대하여, 비교예와 함께 설명한다.
또한, 실시예 1 및 2 에서는, 시효 처리 전의 가공 변형 (η) 을 0 (제로) 로 하여 시효 처리시의 온도 및 시간 등을 적당히 조정하여, 석출물의 대부분이 석출물 (A) 인 합금을 얻었다 (표준 편차 15∼25㎚). 실시예 3∼5 그리고 비교예 15, 16 및 20 에서는, 시효 처리 전의 가공 변형 (η) 을 1.4 로 하여 시효 처리시의 온도 및 시간 등을 적당히 조정하여, 석출물의 대부분이 석출물 (B) 인 합금을 얻었다 (표준 편차 3∼5㎚). 한편, 비교예 17, 18 및 19 는, 시효 처리 전의 가공 변형 (η) 을 각각, 1.4 또는 0 으로 하여 시효 처리시의 온도 및 시간 등을 적당히 조정하여, 석출물의 대부분이 평균 장경, 평균 단경, 따라서, 평균 애스팩트비를 갖는 합금을 얻었다 (표준 편차 : 비교예 17 은 8㎚, 비교예 18 은 2㎚ 및 비교예 19 는 23㎚).
본 발명의 합금의 실시예 1∼5 는 열간 압연시에 균열이 발생하지 않아, 우수한 강도 및 도전율을 구비하고 있었다. 한편, 비교예 6∼20 까지의 결과를 검토하면, 비교예 6∼9 에 대해서는, Cr 의 첨가가 없거나 또는 규정량 미만으로 되어 있기 때문에, 열간 압연에 의해 균열이 발생하였다. 비교예 10 은 P 의 첨가량이 0.50% 를 초과하기 때문에, 비교예 11 는 Sn 과 In 의 첨가량의 합계가 1.00% 를 초과하기 때문에, 비교예 12 은 Sn 의 첨가량이 1.00% 를 초과하기 때문에, 비교예 13 은 Ni 의 첨가량이 2.00% 를 초과하기 때문에, 비교예 14 는 Mg 의 첨가량이 0.20% 를 초과하기 때문에, 각각 열간 압연시에 균열이 발생하였다. 비교예 15 는 Ni 첨가량, 비교예 16 은 P 의 첨가량이 본 발명이 규정하는 범위에서 낮게 벗어나기 때문에, 강도가 낮고, 비교예 16 은 Ni/P 비가 높게 벗어나기 때 문에, Ni 가 고용되는 양이 증대되어 도전율이 저하되었다. 비교예 17 은 석출물의 평균 장경이 크기 때문에, 강도가 낮다. 비교예 18 은 석출물의 평균 장경이 작고, 냉각 압연에서 석출물이 고용되었기 때문에, 도전율이 낮고, 굽힘 가공성도 양호하지 않다. 비교예 19 는 섬유 형상의 석출물 (애스팩트비 (a/b) 가 2∼50 이고 또한 단경 (b) 이 10∼25㎚ 가 되는 석출물 (A)) 을 생성시키는 것인데, 단경이 규정하는 범위보다 크기 때문에, 강도가 낮다. 비교예 20 은 Cr 첨가량이 0.45% 를 초과하기 때문에, Ni-P-Cr, Cr-P 등의 화합물이나 Cr 이 응고시에 정출 또는 석출되어, 석출물 및 정출물의 평균 장경 (a) 이 본 발명의 범위에서 벗어나, 석출물의 면적율 (C) 이 낮고, 강도와 도전율이 낮으며, 굽힘 가공성이 떨어진다.
Figure 112007024582518-PAT00001
Cu-Ni-P-Mg-B 계 합금
발명예 1∼6 및 비교예 7∼20 (표 2)
시료의 제조 (a) :
전기 구리 또는 무산소 구리를 주원료로 하고, 니켈 (Ni), 15% P-Cu 모합금 (P), 10% Mg-Cu 모합금 (Mg), 2% B-Cu 모합금 (B), 주석 (Sn), 인듐 (In) 을 부원료로 하여, 고주파 용해로에서 진공 중 또는 아르곤 분위기 중에서 용해시키고, 재질이 주철제인 주형을 사용하여 45×45×90㎜ 의 잉곳으로 주조하였다. 잉곳의 열간 압연 시험을 실시하여, 열간 압연에 의해 균열이 발생하지 않은 잉곳은, 열간 압연 및 용체화 처리, 시효 처리, 중간 냉간 압연, 시효 처리, 최종 냉간 압연, 변형 제거 소둔의 순으로 실시하여, 두께 0.15㎜ 의 평판으로 하였다. 얻어진 판재 각종의 시험편을 채취하고 시험을 실시하여, 「강도」, 「도전율」, 「굽힘 가공성」을 평가하였다.
잉곳의 열간 가공성 평가 (a) :
「열간 가공성」은 열간 압연에 의해 평가하였다 즉, 잉곳을 45×45×25㎜ 로 절단하고, 850℃ 로 1 시간 가열한 후, 두께 25㎜ 부터 5㎜ 까지 3 패스로 열간 압연 시험을 실시하였다. 열간 압연 후의 시료의 표면 및 에지에 대하여 육안으로 균열이 관찰된 경우를 "균열 있음", 표면 및 에지에 균열이 없고, 평활한 경우를 “균열 없음" 으로 하였다.
시험편의 물성 평가 (a) :
「강도」에 대해서는, JIS Z 2241 에 규정된 인장 시험에 의해 13 호 B 시험편을 사용하여 실시하여, 인장 강도를 측정하였다.
「도전율」은 4 단자법을 사용하여 시험편의 전기 저항을 측정하고, %IACS 로 표시하였다.
「굽힘 가공성」은 90 도 W 굽힘 시험으로 평가하였다. 시험은 CES-M0002-6 에 준거하고, R=0.1㎜ 의 지그를 사용하여 50kN 의 하중으로 90 도 굽힘 가공을 실시하였다. 굽힘부의 평가는, 중앙부 산 표면의 상황을 광학 현미경으로 관찰하여 균열이 발생한 것을 ×, 주름이 발생한 것을 △, 양호한 것을 ○ 로 하였다. 굽힘축은 압연 방향에 대해 직각 (Good way) 으로 하였다.
Ni-P-Mg 계 석출물의 평가 (a) ;
최종 냉간 압연 전의 합금조를 압연 방향으로 평행하게 두께 직각으로 절단하고, 주사형 전자 현미경 및 투과형 전자 현미경을 사용하여, 단면의 석출물을 10 시야 관찰하였다. 석출물의 크기가 5∼50㎚ 인 경우에는 50 만배∼70 만배의 시야 (약 1.4×1010∼2.0×1010㎚2), 100∼2000㎚ 인 경우에는 5 만배∼10 만배의 시야 (약 1.0×1013∼2.0×1013㎚2) 로 촬영을 실시하였다. 촬영한 사진의 화상을 화상 해석 장치 (주식회사 니레코 제조, 상품명 루젝스) 를 사용하여 장경 (a) 이 5㎚ 이상인 석출물 모두에 대하여 개개로 장경 (a), 단경 (b) 및 면적을 측정하였다. 이들 석출물로부터 랜덤하게 100 개를 꺼내어, 장경 (a) 이 5㎚ 이상인 모든 석출물의 면적 총합에 대해, 애스팩트비 (a/b) 가 2∼50 이고 또한 단경 (b) 이 10∼30㎚ 인 석출물의 면적과 애스팩트비가 2 미만이고 또한 장경 (a) 이 20∼50㎚ 인 석출물의 면적의 총합의 비율을 면적률 (C) (%) 로서 산출하였다.
또한, 최종 냉간 압연 (통상은 가공 변형 (η)=2 이상) 에 의해, 냉간 압연 전의 석출물의 단경 (b) 이 10㎚ 보다 작은 Ni-P-Mg 계 석출물은 고용되어 관찰되지 않지만, 단경 (b) 이 10㎚ 이상인 석출물은 최종 냉간 압연 후에도 그 장경, 단경 및 애스팩트비를 유지한다는 것을 확인하였다. 또, 석출물의 면적률 (C) 도 마찬가지로 최종 냉간 압연 후에도 거의 변화되지 않는다.
Figure 112007024582518-PAT00002
본 발명에 관련된 열간 가공성이 우수한 고강도 고도전성 구리 합금의 실시예를, 표 2 에 나타내는 성분 조성의 구리 합금에 대하여, 비교예와 함께 설명한다.
본 발명의 합금의 실시예 1∼6 은 열간 압연시에 균열이 발생하지 않아, 우수한 강도 및 도전율을 구비하고 있었다.
한편, 비교예 7∼20 에 대해서는, 본 발명의 합금 조성의 범위 또는 Ni/P 비율 및 석출물의 크기에서 벗어난 합금이다. 비교예 7∼8 은, B 가 첨가되어 있지 않거나 또는 규정량 미만으로 되어 있기 때문에, 열간 압연에 의해 균열이 발생하였다. 비교예 9 는 Ni 의 첨가량이 2.0% 를 초과하기 때문에, 비교예 10 은 P 의 첨가량이 0.50% 를 초과하고, Ni/P 비율이 벗어나기 때문에, 비교예 11 은 Sn 의 첨가량이 1.0% 를 초과하기 때문에, 비교예 12 는 Sn 과 In 의 첨가량의 합계가 1.0% 를 초과하기 때문에, 각각 열간 압연시에 균열이 발생하였다. 비교예 13 은 Mg 의 첨가량이 0.20% 를 초과하기 때문에, 열간 압연시에 균열이 발생하였다. 비교예 14 는 석출물의 장경이 12㎚ 로 작고 면적률 (C) 이 0 이기 때문에, 냉간 압연에 의해 석출물이 고용되어, 도전율이 낮고, 굽힘 가공성도 떨어진다. 비교예 15 는 석출물이 지나치게 크고 면적률 (C) 이 0 이기 때문에, 인장 강도가 낮다. 비교예 16 은 Mg 의 첨가가 없기 때문에, 인장 강도가 좀 낮다. 비교예 17 은 B 첨가량이 0.070% 를 초과하기 때문에, Ni-P-Mg-B, B-P 등의 화합물이 응고시에 정출 또는 석출되어, Ni-P-Mg 계 석출물의 양이 감소되고, 강도도 도전율도 낮으며, 굽힘 가공성이 떨어진다. 비교예 18 은 Ni/P 비가 적절한 조성비에서 낮게 벗어나기 때문에, P 가 고용되는 양이 증대되어 도전율이 저하되었다. 비교예 19 는 Ni/P 비가 적절한 조성비에서 높게 벗어나기 때문에, Ni 가 고용되는 양이 증대되어 도전율이 저하되었다. 비교예 20 은 Ni 및 P 의 첨가량이 본 발명이 규정하는 범위에서 낮게 벗어나기 때문에, 강도가 낮다.
발명예 21∼26 및 비교예 27∼38 (표 3)
시료의 제조 (b) :
전기 구리 또는 무산소 구리를 주원료로 하고, 니켈 (Ni), 15% P-Cu 모합금 (P), 10% Mg-Cu 모합금 (Mg), 2% B-Cu 모합금 (B), 주석 (Sn), 인듐 (In) 을 부원료로 하여, 고주파 용해로에서 진공 중 또는 아르곤 분위기 중에서 용해시켜, 45×45×90㎜ 또는 φ50×90㎜ 의 잉곳으로 주조하였다. 주조, 응고시의 냉각 속도를 변화시키기 위해, 주형의 재질을 주철, 알루미나, 실리카제로 하였다. 주형의 중심부에 열전대를 삽입하여 주조, 응고시의 1100 내지 950℃ 의 냉각 속도를 측정한 결과, 주철의 주형은 340℃/분, 알루미나 주형은 85℃/분, 실리카 주형은 33℃/분이었다. 냉각 속도가 20℃/분 이하인 잉곳을 제작하기 위해, 일 방향 응고 장치에서 20℃/분, 15 및 10℃/분의 냉각 속도의 잉곳을 얻었다. 잉곳의 열간 압연 시험을 실시하여, 열간 압연에 의해 균열이 발생하지 않은 잉곳은, 열간 압연 및 용체화 처리, 시효 처리, 중간 냉간 압연, 시효 처리, 최종 냉간 압연, 변형 제거 소둔의 순으로 실시하여, 두께 0.10㎜ 의 평판으로 하였다. 얻어진 판재 각종의 시험편을 채취하고, 시험을 실시하여, 「강도」, 「도전율」및 「굽힘 가공성」을 평가하였다.
잉곳의 열간 가공성 평가 (b) :
잉곳을 45×45×45㎜ 또는 φ50×45㎜ 로 절단하고, 850℃ 로 1 시간 가열한 후, 두께 45㎜ 부터 12㎜ 까지 4 패스로 열간 압연 시험을 실시한 것 이외에는, 상기 잉곳의 열간 가공성 평가 A 와 동일하게 실시하였다.
시험편의 개재물 평가 (b) :
시료 중의 개재물의 평가는 잉곳을 열간 압연 및 용체화 처리, 시효 처리, 중간 냉간 압연, 시효 처리, 최종 냉간 압연, 변형 제거 소둔의 순으로 실시하여, 두께 0.10㎜ 인 평판 시료의 압연 평행 단면을 경면 연마하고, 전자 현미경 SEM 이미지의 500 배로 크기 5㎛ 이상의 개재물을 5 시야 (약 0.35㎟) 관찰하여, 1㎟ 당 개재물의 개수를 산출하였다. 한편, 잉곳의 열간 가공성 평가에서 균열이 발생한 것에 대해서는 잉곳을 850℃ 로 1 시간 가열한 후, 수냉한 시료로 개재물의 평가를 실시하였다. 시료를 경면 연마하여, 상기 기술한 평판 시료와 마찬가지로 전자 현미경으로 개재물을 관찰하여, 1㎟ 당 개재물의 개수를 산출하였다. 열간 가공성이 양호한 합금에 대하여, 평판 시료와 잉곳을 850℃ 에서 1 시간 가열한 후, 수냉한 시료로 개재물의 개수를 비교한 결과, 거의 동등의 결과가 얻어졌다.
시험편의 물성 평가 (b) :
「강도」에 대해서는, JIS Z 2241 에 규정된 인장 시험에 의해 13 호 B 시험편을 사용하여 실시하고, 인장 강도를 측정하였다. 「도전율」은 더블 브리지법을 사용하여 시험편의 전기 저항을 측정하고, %IACS 로 표시하였다. 「굽힘 가공성」은 90 도 W 굽힘 시험으로 평가하였다 시험은 CES-M0002-6 에 준거하고, R=0.1㎜ 의 지그를 사용하여 50kN 의 하중으로 90 도 굽힘 가공을 실시하였다. 굽힘부의 평가는, 중앙부 산 표면의 상황을 광학 현미경으로 관찰하여 균열이 발생한 것을 ×, 주름이 발생한 것을 △, 양호한 것을 ○ 로 하였다. 굽힘축은 압연 방향에 대해 직각 (Good way) 으로 하였다.
Figure 112007024582518-PAT00003
본 발명에 관련된 열간 가공성이 우수한 고강도 고도전성 구리 합금의 실시예를 표 3 에 나타내는 성분 조성의 구리 합금에 대하여, 비교예와 함께 설명한다.
본 발명예 21∼26 은, 열간 압연시에 균열이 발생하지 않아, 우수한 강도 및 도전율을 구비하고 있었다. 발명예 23 및 26 은 주조시의 냉각 속도가 33℃/분으로 느리기 때문에, 다른 본 발명예와 비교하여 개재물의 개수가 많고, 굽힘 가공성이 약간 떨어진다.
한편, 비교예 27∼38 까지의 결과를 검토하면, 비교예 27∼29 는 1100 내지 950℃ 의 냉각 속도가 느리기 때문에, 개재물의 개수가 많아, 열간 압연시에 균열이 발생하였다. 비교예 31∼38 에 대해서는, 본 발명의 합금 조성의 범위 또는 Ni/P 비율에서 벗어난 성분에서의 합금이다. 비교예 31∼32 는, B 가 첨가되어 있지 않거나 또는 규정량 미만으로 되어 있기 때문에, 열간 압연에 의해 균열이 발생하였다. 비교예 33 은 Ni 의 첨가량이 2.0% 를 초과하기 때문에, 비교예 34 는 P 의 첨가량이 0.50% 를 초과하기 때문에, 비교예 35 는 Mg 의 첨가량이 0.20% 를 초과하기 때문에, 비교예 36∼37 은 Sn 과 In 의 첨가량의 합계가 1.0% 를 초과하기 때문에, 각각 열간 압연시에 균열이 발생하였다.
비교예 38 은 Ni/P 비가 적절한 조성비에서 낮게 벗어나기 때문에, P 가 고용되는 양이 증대되어 도전율이 저하되었다. 비교예 39 는 B 첨가량이 0.070% 를 초과하기 때문에, Ni-P-Mg-B 계, B-P 계 등의 화합물이 응고시에 정출 또는 석출되어, Ni-P-Mg 계 석출물의 양이 감소하고, 인장 강도과 도전율이 낮으며, 굽힘 가공성이 떨어진다. 비교예 40 은 Ni 첨가량이 낮기 때문에, 인장 강도가 낮다.
본 발명은 Cu-Ni-P-Mg 계 합금에 Cr 또는 B 를 특정량 첨가함으로써, Ni-P-Mg 계 화합물의 결정립계로의 정출 또는 석출을 억제하고, 바람직하게는 주조시의 냉각 속도를 제어함으로써 조대한 Ni-P-Mg-B 계 및 P-B 계 화합물의 생성을 억제한다. 상기 구성을 채용함으로써, 입계의 고온 취성을 개선하여 열간 가공성의 향상을 도모한 것이다.
본 발명의 열간 가공성이 우수한 구리 합금은 고강도 고도전 전자기기용으로서 우수한 효과를 나타낸다.

Claims (12)

  1. 질량 비율로, Ni : 1.00%∼2.00%, P : 0.10%∼0.50%, Mg : 0.01%∼0.20% 를 함유하고, Ni 와 P 의 함유량 비율 Ni/P : 4.0∼6.5 이고 또한, Cr : 0.03%∼0.45% 이며, 잔부가 Cu 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는 열간 가공성이 우수한 구리 합금.
  2. 질량 비율로, Ni : 1.00%∼2.00%, P : 0.10%∼0.50%, Mg : 0.01%∼0.20% 를 함유하고, Ni 와 P 의 함유량 비율 Ni/P : 4.0∼6.5 이고 또한, Cr : 0.03%∼0.45% 를 함유하고, 추가로 Sn 및 In 중 1 종 이상을 합계로 0.01%∼1.00% 함유하며, 잔부가 Cu 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는 열간 가공성이 우수한 구리 합금.
  3. 질량 비율로, Ni : 1.0%∼2.0%, P : 0.10%∼0.50%, Mg : 0.01%∼0.20% 를 함유하고, Ni 와 P 의 함유량 비율 Ni/P : 4.0∼6.5 이고 또한, B : 0.005%∼0.070% 이며, 잔부가 Cu 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는 열간 가공성이 우수한 구리 합금.
  4. 질량 비율로, Ni : 1.0%∼2.0%, P : 0.10%∼0.50%, Mg : 0.01%∼0.20% 를 함유하고, Ni 와 P 의 함유량 비율 Ni/P : 4.0∼6.5 이고 또한, B : 0.005%∼0.070% 이고, 추가로 Sn 및 In 중 1 종 이상을 합계로 0.01% 이상 1.0% 이하 함유하며, 잔부가 Cu 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는 열간 가공성이 우수한 구리 합금.
  5. 제 3 항 또는 제 4 항에 있어서,
    장경 5∼50㎛ 인 개재물의 개수가 1㎟ 당 100 개 이하이고, 또한 장경 50㎛ 를 초과하는 개재물의 개수가 1㎟ 당 0 개인 열간 가공성이 우수한 구리 합금.
  6. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    최종 냉간 압연 전의 Ni-P-Mg 계 석출물의 크기와 형상에 대하여, 장경 : a, 단경 : b 로 했을 때, 적어도 애스팩트비 (a/b) 가 2∼50 이고 또한 단경 (b) 이 10∼25㎚ 가 되는 석출물 (A) 를 갖고, 상기 석출물 (A) 와 애스팩트비 (a/b) 가 2 미만이고 또한 장경 (a) 이 20∼50㎚ 가 되는 석출물 (B) 의 면적의 총합이 구리 합금 중의 모든 석출물의 면적의 총합에 대해 80% 이상을 차지하는 열간 가공성이 우수한 구리 합금.
  7. 제 3 항 또는 제 4 항에 있어서,
    최종 냉간 압연 전의 Ni-P-Mg 계 석출물의 크기와 형상에 대하여, 장경 : a, 단경 : b 로 했을 때, 적어도 애스팩트비 (a/b) 가 2∼50 이고 또한 단경 (b) 이 10∼25㎚ 가 되는 석출물 (A) 를 갖고, 상기 석출물 (A) 와 애스팩트비 (a/b) 가 2 미만이고 또한 장경 (a) 이 20∼50㎚ 가 되는 석출물 (B) 의 면적의 총합이 구리 합금 중의 모든 석출물의 면적의 총합에 대해 80% 이상을 차지하는 열간 가공성이 우수한 구리 합금.
  8. 제 5 항에 있어서,
    인장 강도 : 700㎫ 이상이고 또한, 도전율 : 40%IACS 이상인, 고강도 고도전 전자기기용인 열간 가공성이 우수한 구리 합금.
  9. 제 6 항에 있어서,
    인장 강도 : 700㎫ 이상이고 또한, 도전율 : 40%IACS 이상인, 고강도 고도전 전자기기용인 열간 가공성이 우수한 구리 합금.
  10. 제 7 항에 있어서,
    인장 강도 : 700㎫ 이상이고 또한, 도전율 : 40%IACS 이상인, 고강도 고도전 전자기기용인 열간 가공성이 우수한 구리 합금.
  11. 제 5 항에 있어서,
    주조시의 1100℃ 내지 950℃ 의 평균 냉각 속도가 30℃/분 이상인 열간 가공성이 우수한 구리 합금의 제조 방법.
  12. 제 5 항에 있어서,
    주조시의 1100℃ 내지 950℃ 의 평균 냉각 속도가 85℃/분 이상인 열간 가공성이 우수한 구리 합금의 제조 방법.
KR1020070030786A 2006-03-31 2007-03-29 열간 가공성이 우수한 구리 합금 및 그 제조 방법 KR100885825B1 (ko)

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JPJP-P-2006-00100338 2006-03-31
JP2006100338A JP4937628B2 (ja) 2006-03-31 2006-03-31 熱間加工性に優れた銅合金
JPJP-P-2006-00233750 2006-08-30
JP2006233750A JP2008056974A (ja) 2006-08-30 2006-08-30 熱間加工性に優れた銅合金

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20070098646A true KR20070098646A (ko) 2007-10-05
KR100885825B1 KR100885825B1 (ko) 2009-02-26

Family

ID=38804499

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020070030786A KR100885825B1 (ko) 2006-03-31 2007-03-29 열간 가공성이 우수한 구리 합금 및 그 제조 방법

Country Status (2)

Country Link
KR (1) KR100885825B1 (ko)
TW (1) TW200741019A (ko)

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0718356A (ja) * 1993-07-01 1995-01-20 Mitsubishi Electric Corp 電子機器用銅合金、その製造方法およびｉｃリードフレーム
JP3379380B2 (ja) 1997-04-23 2003-02-24 日立電線株式会社 高強度・高導電性銅合金
JP2004307905A (ja) * 2003-04-03 2004-11-04 Sumitomo Metal Ind Ltd Ｃｕ合金およびその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
TW200741019A (en) 2007-11-01
TWI351439B (ko) 2011-11-01
KR100885825B1 (ko) 2009-02-26

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP4934759B2 (ja) 銅合金板材及びこれを用いたコネクタ並びに銅合金板材の製造方法
JP4596490B2 (ja) 電子材料用Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ−Ｃｏ系銅合金及びその製造方法
JP5506806B2 (ja) 電子材料用Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ−Ｃｏ系銅合金及びその製造方法
JP4708485B2 (ja) 電子材料用Ｃｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金及びその製造方法
JP2005048262A (ja) 疲労特性に優れたＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金
CN107208191B (zh) 铜合金材料及其制造方法
KR101338710B1 (ko) Ｎｉ－Ｓｉ－Ｃｏ 계 구리 합금 및 그 제조 방법
WO2012043170A1 (ja) 電子材料用Ｃｕ－Ｃｏ－Ｓｉ系銅合金及びその製造方法
KR20120130342A (ko) 전자 재료용 Ｃｕ-Ｎｉ-Ｓｉ 계 합금
KR20130109209A (ko) 전자 재료용 Cu-Si-Co 계 구리 합금 및 그 제조 방법
KR20130097665A (ko) 구리 합금
JP2009007625A (ja) 電気・電子部品用高強度銅合金の製造方法
KR100525024B1 (ko) 벤딩성이 우수한 구리합금 및 그 제조방법
CN111212923B (zh) 铸造用模具材料及铜合金原材料
KR101203437B1 (ko) 열간 가공성이 우수한 고강도 고도전성 구리 합금
JP5291494B2 (ja) 高強度高耐熱性銅合金板
JP4937628B2 (ja) 熱間加工性に優れた銅合金
JP4750601B2 (ja) 熱間加工性に優れた銅合金及びその製造方法
JP5101149B2 (ja) 熱間加工性に優れた高強度高導電性銅合金
KR100885825B1 (ko) 열간 가공성이 우수한 구리 합금 및 그 제조 방법
KR100885824B1 (ko) 열간 가공성이 우수한 구리 합금 및 그 제조 방법
JP4750602B2 (ja) 熱間加工性に優れた銅合金
JP2008056974A (ja) 熱間加工性に優れた銅合金
KR100994651B1 (ko) 열간 가공성이 우수한 고강도 고도전성 구리 합금
TWI391952B (zh) Cu-Ni-Si-Co based copper alloy for electronic materials and its manufacturing method

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
E902 Notification of reason for refusal
AMND Amendment
E601 Decision to refuse application
AMND Amendment
J201 Request for trial against refusal decision
B701 Decision to grant
GRNT Written decision to grant
FPAY Annual fee payment

Payment date: 20130201

Year of fee payment: 5

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20140204

Year of fee payment: 6

LAPS Lapse due to unpaid annual fee