KR20080027910A

KR20080027910A - 전자 부품용 고강도 구리 합금 및 전자 부품

Info

Publication number: KR20080027910A
Application number: KR1020087002591A
Authority: KR
Inventors: 야스타카 스가와라
Original assignee: 닛코 킨조쿠 가부시키가이샤
Priority date: 2005-08-03
Filing date: 2006-08-03
Publication date: 2008-03-28
Also published as: JPWO2007015549A1; US20100101687A1; CN101238230A; WO2007015549A1; CN101238230B; TW200730643A

Abstract

Ti 를 2.0 ∼ 4.0 질량% 및 Fe, Co, Ni, Si, Cr, V, Nb, Zr, B, P 중에서 1 종 이상을 0.05 ∼ 0.50 질량% 함유하는 구리기 합금에 있어서, 기타의 불순물 원소가 합계로 0.010 질량% 이하이며, C 와 O 의 함유량이 모두 0.010 질량% 이하인 전자 부품용 구리 합금. 이 구리 합금은, 커넥터 등의 부품에 프레스 가공 후, 열처리하지 않고 그대로도 사용하는 경우, 프레스 가공 후에 특정 열처리를 함으로써, 더욱 스프링성이 향상된 상태에서 사용하는 경우와, 어떠한 경우에도 사용할 수 있다.

Description

전자 부품용 고강도 구리 합금 및 전자 부품{HIGH STRENGTH COPPER ALLOY FOR ELECTRONIC PARTS AND ELECTRONIC PARTS}

본 발명은 커넥터재 등에 사용하는 구리 합금에 관한 것으로서, 특히, 스프링성이 우수한 구리 합금과 그것을 이용한 전자 부품을 제공하는 것이다.

티탄을 함유하는 구리 합금 (이하, 「티탄 구리」라고 칭한다.) 은 구리 합금 중 베릴륨 구리에 버금가는 강도를 갖고, 베릴륨 구리를 능가하는 응력 완화 특성을 갖고 있으므로 커넥터재 등의 전자 부품에 사용되며, 최근 그 수요가 더욱 증대하는 경향이 있어, 고강도화 및 고굽힘가공성화가 더욱 요구되고 있다.

이 요구에 대처하기 위하여, 티탄 구리의 보다 나은 고강도화에 대해 Cr, Zr, Ni 및 Fe 를 첨가하는 기술이 제안되어 있다 (예를 들면, 일본 공개특허공보 평6-248375호 참조). 또, 결정립의 미세화에 관한 기술도 개시되어 있다 (예를 들면, 일본 공개특허공보 2001-303158호 참조). 또한, 티탄 구리에 Zn, Cr, Zr, Fe, Ni, Sn, In, P 및 Si 를 첨가하는 기술도 제안되어 있다 (예를 들면, 일본 공개특허공보 2002-356726호 참조).

특허 문헌 1 : 일본 공개특허공보 평6-248375호

특허 문헌 2 : 일본 공개특허공보 2001-303158호

특허 문헌 3 : 일본 공개특허공보 2002-356726호

발명의 개시

발명이 해결하려고 하는 과제

티탄 구리는, 시효 경화형의 구리 합금으로서, 용체화 처리에 의해 과포화 고용체를 형성시키고, 그 상태로부터 시효 처리를 실시하면, 준안정상인 변조 구조가 발달되고, 그 발달 단계의 어느 시기에 있어서 현저하게 경화되는 구리 합금이다. 따라서, 용체화 처리, 냉간 압연을 실시하고, 시효 처리를 실시한 후에, 전자 부품 등의 형상으로 프레스 가공된다.

시효 처리 후에 가혹한 굽힘 가공을 수반하는 프레스 가공을 실시하여 얻어지는 부품에는, 굽힘부에 가공 변형이 잔존하여, 그것이 사용상 문제가 되는 경우가 있다. 그 때문에 시효 경화형 구리 합금에 가혹한 굽힘 가공을 실시하는 경우, 용체화 처리, 냉간 압연을 실시하여, 시효 처리를 실시하지 않고 프레스 가공하고, 그 후에 시효 처리를 실시하는 공정이 자주 실시된다. 그러나, 시효 처리 전의 티탄 구리는 연성이 부족하고, 따라서 굽힘 가공이 심한 프레스 제품의 굽힘부에는 균열이 발생하기 쉽다. 그리고, 균열 등이 발생되지 않고 시효 처리 전에 프레스 가공할 수 있었다고 해도, 시효 후에는 변조 구조의 발달에 의한 체적 변화에 의해 형상 변화가 현저하게 발생한다. 또한, 그러한 문제를 없애도, 프레스 가공한 상태에서의 스프링성은 C1720 (베릴륨 구리) 의 시효재보다 뒤떨어졌다.

본 발명은, 상기 문제를 감안하여 이루어진 것으로, 커넥터 등의 부품으로 프레스 가공 후, 그대로도 사용할 수 있지만, 더욱 강한 스프링성이 필요한 경우, 프레스 가공 후에 저온에서의 열처리를 부가함으로써 C1720 (베릴륨 구리) 와 동등한 강한 스프링성을 실현하는 구리 합금을 제공한다.

과제를 해결하기 위한 수단

발명자들은, 티탄 구리계 구리 합금에 있어서, O 또는 C 가 Fe 또는 Cr 등의 첨가 원소에 미치는 영향을 조사한 결과, O 와 C 는 최대한 적은 것이 강도를 향상시키고, Fe, Cr 등의 첨가의 효과가 유효하게 작용하여, 시효 처리 온도를 낮춰도 강도와 도전성, 굽힘 가공성이 우수한 구리 합금을 얻을 수 있는 것을 알 수 있었다. 또한, 프레스 가공 후에 적당한 열처리를 함으로써, 굽힘부가 강화되고, 또한 스프링성이 향상되는 것을 발견하였다.

즉, 본 발명은 이하와 같다.

(1) Ti 를 2.0 ∼ 4.0 질량% 및 Fe, Co, Ni, Si, Cr, V, Nb, Zr, B, P 중에서 1 종 이상을 합계 0.05 ∼ 0.50 질량% 함유하는 구리기 (銅基) 합금에 있어서, 기타의 불순물 원소가 합계로 0.050 질량% 이하이고, C 와 O 의 함유량이 모두 0.010 질량%이하인 것을 특징으로 하는 전자 부품용 구리 합금.

(2) Ti 를 2.0 ∼ 4.0 질량% 및 Fe 를 0.05 ∼ 0.50 질량% 함유하는 구리기 합금에 있어서, 기타의 불순물 원소가 합계로 0.050 질량% 이하이며, C 와 O 의 함유량이 모두 0.010 질량% 이하인 것을 특징으로 하는 전자 부품용 구리 합금.

(3) 상기 (1) 또는 (2) 에 기재된 구리 합금을 소정의 전자 부품 형상으로 프레스 가공 후, 400℃ 이하의 온도에서 열처리하여 경도를 조정하는 것을 특징으로 하는 전자 부품.

또한, 본 발명에서 제공하는 구리 합금은, 우수한 굽힘 가공성을 갖고 있지만, 굽힘 가공했을 때에 굽힘부 외주부에 크랙이 발생되기 어려울 뿐만 아니라, 굽힘부의 판두께가 일률적으로 균일해지는 성질을 갖고 있다는 점도 중요하다. 이러한 성질을 갖는 것은, 판두께 방향의 압축 변형 저항이 다른 방향의 변형 저항에 비해 비교적 높기 때문이다. 그 결과, 굽힘 가공시에 판두께 방향의 네킹이 일어나기 어려워, 굽힘 가공을 실시하는 스프링재로서 바람직하다. 가령 굽힘부의 판두께가 균일하지 않아 판두께 방향의 네킹부가 있으면, 거기에 응력이 집중되어 스프링성이 저하된다.

발명의 효과

이상 설명한 바와 같이, 본 발명에서는, 제 3 원소군을 첨가한 티탄에 있어서, 불순물량 및 미량 가스 원소를 규정치 이하로 억제함으로써, 우수한 굽힘 가공성의 실현과 강도 향상의 달성과 양호한 프레스 가공성을 동시에 높은 레벨로 실현할 수 있다.

게다가, 본 발명이 제공하는 합금은 프레스 가공 후에 적절한 열처리를 실시하면, 스프링성이 더 향상된다는, 제 3 원소군을 첨가하지 않은 티탄 구리에서는 발현되지 않았던 획기적인 성질을 갖는다.

따라서, 본 발명은, 커넥트재 등의 전자 부품에 적합한 구리 합금을 제조할 수 있는 이점을 갖는다.

발명을 실시하기 위한 최선의 형태

철강 재료를 냉간 가공한 후, 저온에서 열처리를 실시하면, 항복 응력이 향상되는 현상이 변형 시효라고 하여 일반적으로 알려져 있다. 한편, 황동 등의 고용 경화형 구리 합금에서 보이는 유사한 현상은 저온 어닐링 경화로 알려져 있고, 변조 구조가 발달된 티탄 구리에서 보이는 현상은 MTH (Mechanico-Thermal Hardening) 처리로 알려져 있다. 그러나, 티탄 구리의 MTH 처리에 있어서 보고되고 있는 현상은 모두 냉간 가공도가 비교적 높고, 그 후에 실시하는 열처리에서의 가열 시간은 비교적 짧다. 구체적으로는, 50 ∼ 90% 의 가공도와 1 ∼ 10min 의 가열 시간으로 실험한 보고예가 많다. 따라서, 이 현상을 판 스프링의 스프링성을 강하게 하는 공정으로서, 상업적으로 이용하는 것은 현실적으로 어렵다고 할 수 있다. 왜냐하면, 프레스기에 의해 판 스프링으로 성형하는 공정에서는, 가공도가 가장 높은 부위에서도 저온 어닐링 경화가 관찰되는 높은 가공도에는 도달하지 않고, 또한, 프레스 가공 후의 열처리는 1 제품 1 제품 실시하는 것이 아니고, 배치로를 이용하여 한 번에 대량으로 실시하게 되는데, 배치로는 가열 개시부터 노 내의 온도가 안정될 때까지 시간이 걸리므로, 가열 시간이 짧으면 안정된 조건에서의 조업을 할 수 없는 것이다. 그러나, 본 발명에서 발견한 현상은, 가공도가 10% 이하로 비교적 낮고, 그 후의 열처리는 340 ∼ 360℃ × 1 ∼ 5h 로 비교적 장시간에 충분한 경화가 보이므로, 제조 안정성의 관점에서도 상용 베이스에서의 이용이 가능하다. 이러한 현상은, 통상의 티탄 구리에서는 보이지 않 고, 특정의 제 3 원소를 적당량으로 첨가하여 불순물의 함유량에 제한을 주어 적절한 공정으로 제조한 티탄 구리에서만 볼 수 있는 현상이다. 그런데, 본 발명품은 냉간 가공 후에 300℃ 부근으로 가열하면 연화됨과 함께 연성이 회복된다. 즉, 400℃ 미만의 저온이면, 정도에 상관없이 경화되는 것이 아니고, 너무 낮으면 연화 현상이 발생하는 것이다. 그리고 연화에서 경화로 변하는 것은 냉간 가공도나 첨가 원소의 종류와 양에 따라 약간 상이해지는데, 대체로 320 ∼ 330℃ 부근이며, 약간의 온도차로 강도가 급상승한다는 주목해야 할 현상을 볼 수 있다. 일반적으로 알려져 있는 저온 어닐링 경화나 MTH 에 있어서, 이러한 특수한 현상의 보고는 없고, 본 발명에 있어서 처음으로 발견된 현상이다.

(1) 구리 합금의 조성에 대해

(a) Ti

본 발명에서는, Ti 를 2 ∼ 4 질량% 로 하고 있는데, Ti 가 2 질량% 미만에서는 충분한 강도를 얻지 못하고, 반대로 4 질량% 를 초과하면 석출물이 조대화되기 쉬우므로 굽힘 가공성이 열화된다. Ti 의 가장 바람직한 범위는, 2.5 ∼ 3.5 질량% 이다.

(b) 제 3 원소군

본 발명에서는, 제 3 원소군의 첨가를 규정하고 있는데, 이러한 원소의 효과는 미량의 첨가에 의해 Ti 가 충분히 고용되는 온도에서 용체화 처리해도 결정립이 용이하게 미세화되는 것, 후술하는 프레스 가공 후의 저온에서의 열처리에 의해 경화되어 스프링성이 향상되는 것이다. 여기에서, 제 3 원소군의 첨가는, 종래 기술에도 볼 수 있는데, 본 발명에 있어서의 첨가 목적이 단순한 석출 경화를 도모한 것이 아닌 점에서 종래 기술과 상이하다. 티탄 구리에 있어서 본 발명의 효과가 가장 높은 것이 Fe 이다.

그리고, Co, Ni, Si, Cr, V, Nb, Zr 에 있어서도, Fe 에 준하는 효과를 기대할 수 있고, 단독의 첨가에서도 효과를 볼 수 있으나, 2 종 이상을 복합 첨가해도 된다. 이러한 원소는 티탄 구리 중의 고용량이 적어 약간의 첨가량으로 결정립이 미세화된다. 그리고, 티탄 구리의 강도를 이끌어내는 변조 구조의 발달에 대해 악영향을 미치지 않는 원소이다. 또, B 와 P 는 단독의 첨가에서는 효과가 거의 없으나, 다른 원소와 복합 첨가함으로써 그러한 원소의 작용을 조장하는 효과가 있다. 이러한 원소는 합계 0.05 질량% 이상 함유하면 그 효과가 나타나지만, 지나치게 첨가하면 Ti 의 고용도 선을 좁게 하여 조대한 제 2 상 입자를 석출하기 쉬워져서 강도가 약간 향상되지만, 굽힘 가공성이 열화된다.

제 3 원소군의 합계가 0.5 질량% 를 초과하면 이 폐해가 현저해진다. 이들 제 3 원소의 보다 바람직한 범위는, Fe 에 있어서 0.17 ∼ 0.23 질량% 이며, Co, Ni, Cr, Si, V, Nb, Mg, Sn 에 있어서 0.15 ∼ 0.25 질량%, Zr, B, P 에 있어서 0.05 ∼ 0.10 질량% 이다.

본 발명은 티탄 구리에 있어서 결정립의 미세화에 유효한 원소만을 적당량 첨가하고, 적절한 공정에서 제조함으로써, 강도, 굽힘 가공성 모두가 우수한 구리 합금을 얻을 수 있다. 또, 본 발명에서 첨가하는 제 3 원소군의 첨가량은 석출 경화를 목적으로 한 첨가량이 아니고, 결정립의 미세화를 목적으로 한 극미량의 첨 가량이다. 따라서, 본 발명의 구리 합금에서는 프레스 금형의 마모를 촉진시키는 경질의 석출물은 거의 석출되지 않아, 프레스 금형의 마모 면에서도 우수한 특징을 갖는다.

(c) C 와 O

상기한 바와 같이, 본 발명의 구리 합금에서는, 상기 제 3 원소군은 Ti 를 모상 중에 고용시키는 용체화 처리에 의해 결정립을 효과적으로 미세화시킨다. 그 제 3 원소군이 강도의 향상에 기여하는 작용을 보다 효과적으로 나타내기 위해, 본 발명에서는 C 와 O 의 함유량을 규정하고 있다.

합금 중에 C 와 O 가 다량으로 함유되어 있으면, 이러한 제 3 원소군의 일부는 안정적인 산화물이나 탄화물로서 존재하게 되어, 용체화 처리시에 발생하는 재결정립의 성장을 억제하는 효과가 작고, 프레스 가공 후에 적절한 열처리를 실시해도 그 경화량이 작다. 또한, 제 3 원소군이 산화물이나 탄화물이 되어버리면 강도 향상에는 기여하지 않고, 굽힘 가공성에 대해서 비금속 개재물과 같이 유해한 존재가 되어 버린다. 여기에서, 구리 합금 중의 C 의 유래로서, 잉곳 제조 공정에서 용탕이 접촉하는 부재나 용해 원료 중에 함유되는 잔류 유분을 생각할 수 있다. 또, 구리 합금 중의 O 은, 대기 중의 산소가 잉곳 제조 공정에서 용탕에 용해되는 것이다.

본 발명의 목적인 높은 강도와 우수한 굽힘 가공성을 얻으려면, O 와 C 의 함유량이 가능한 한 적은 편이 바람직하나, C 와 O 의 함유량이 모두 0.010 질량% 이하이면 C 와 O 의 영향을 무시할 수 있다.

(d) 기타의 불순물 원소

본 발명의 기타의 불순물 원소란, Cu, Ti, Fe, Co, Ni, Si, Cr, V, Nb, Zr, B, P, C 및 O 를 제외한 원소를 말하고, 예를 들어 저융점에서 티탄 구리 중에 고용하기 쉬운 S, Pb, Sn, Zn 등을 들 수 있다. 티탄 구리의 변조 구조는, 티탄 농도의 진폭과 파장의 규칙성이 높아 균질하게 발달될수록, 높은 강도와 굽힘 가공성을 얻는데 바람직하다고 할 수 있는데, 이들의 원소는 그러한 변조 구조의 규칙성이나 균질성에 혼란을 일으키는 것으로 생각되어, 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하다. 또, 냉간 가공 후에 저온에서 열처리하여 경화하는 현상은, 열처리 전의 전위 밀도가 균질하게 분포했을 때에 현저하게 볼 수 있는 현상이다. 변조 구조의 발달에 혼란이 생기면, 그것을 냉간 가공한 것은 역시 전위 밀도가 불균질하게 분포되어 버린다. 이러한 불순물 원소는, 0.050 질량% 를 초과하면 변조 구조의 발달에 악영향을 미치게 되어, 프레스 가공 후에 적절한 열처리를 실시해도 경화량이 적어지므로 바람직하지 않다.

(3) 프레스 가공 후의 저온 열처리에 대해

또, 본 합금은, 용체화 처리 → 냉간 압연 → 시효 처리의 기본 공정으로 제조한 후, 커넥터 등의 판 스프링으로 프레스 가공하고, 시효 처리 온도 이하인 400℃ 이하로 열처리함으로써, 더욱 스프링성을 향상시킬 수 있다. 또, 이 시점에서의 열처리는 제품 형상으로 가공하고 난 후의 열처리이기 때문에, 표면 산화를 방지하기 위해 불활성 가스 분위기 중에서 실시하는 것이 바람직하다. 그리고, 바람직한 가열 조건은, 첨가 원소의 종류와 양에 따라 약간 상이한데, 대체로 340 ∼ 360℃ 에서 1 ∼ 5h 의 범위이다. 여기에서, 스프링성이란 보다 높은 탄성 에너지를 축적할 수 있는 것일수록 스프링성이 높다고 한다. 즉, 스프링의 하중·변위 곡선에 있어서 탄성 영역이 넓고, 그리고 탄성 한계가 높은 것일수록 스프링성이 높다고 평가한다.

따라서, 일반적으로는, 내력치가 높은 소재를 사용한 것일수록 스프링성이 높아진다. 또, 내력치가 동일하면, 영률이 낮은 소재를 사용한 스프링일수록, 스프링재로서 바람직하다. 본 합금에 있어서, 프레스 가공 후에 저온에서 열처리함으로써 스프링성이 향상되는 것은, 변조 구조가 더욱 발달되는 것이 아니고 제 3 원소를 미량 첨가한 효과로서, 본 발명에 의해 처음으로 발견되었다.

프레스한 지 얼마 안되는 굽힘 가공부에는 가동 전위가 발생되고, 그 존재에 의해 탄성 한계가 약간 낮아진다. 그러나, 그 후에 저온에서 열처리를 실시함으로써, 상기에서 규정한 제 3 원소에 의해 고착되어 강도가 향상되는 것으로 생각된다. 즉, 스프링 형상에 있어서 축이 되는 굽힘 가공부는, 하중을 부하하여 스프링에 변위를 주었을 때에 응력이 가장 높아지는 부위이다. 따라서 이 부위가 강화됨으로써 스프링성이 향상되는 것이다.

또, 본 발명에서는, 프레스 가공 후에 스프링성의 향상을 도모한 저온 열처리를 실시해도 치수 변화가 작다는 이점이 있다. 그것은, 이 때의 열처리 온도가 티탄 구리의 시효 처리 온도보다 저온이며, 체적 변화를 수반하는 변조 구조는 그 이상 발달하지 않기 때문이다.

(4) 제조 방법

상기 서술한 것과 같이 티탄 구리는, 시효 처리를 실시하면, 모상 중의 티탄 농도가 주기적으로 변동하는, 이른바 변조 구조의 발달에 의해 소지(素地)를 강화시키는 합금이다. 그리고, TiCu₃ 으로 대표되는 티탄 구리 중에 형성되기 쉬운 석출물은, 석출 경화에 기여하지 않을 뿐만 아니라, 굽힘 가공성을 저하시키는 것이 많다. 그들의 유해한 석출물은, 용체화 처리 온도가 낮은 경우와 시효 처리 온도가 높은 경우에 형성된다.

본 발명에 있어서 변조 구조를 최대한 효과적으로 발달시키는 온도는, 제 2 상 입자가 석출되는 온도보다 저온측의 영역이다. 따라서, 제 2 상을 고용시키는 용체화 처리를 실시하고 적정한 조건에서 시효 처리를 실시하면, 제 2 상 입자는 거의 형성되지 않는다. 여기에서, 적정한 시효 처리 조건이란, 제 2 상 입자가 입계에 안정상 TiCu₃ 으로서 석출되지 않아 강도가 최대가 되는 조건을 말하고, 시효 처리 전에 실시하는 냉간 압연의 가공도나 첨가하는 제 3 원소의 종류나 양에 따라 상이하다. 한편, 지나치게 시효되는 경우에는, 안정상이 결정립계에 석출되어 버려 강도 및 굽힘 가공성이 저하되는, 이른바 과시효가 된다.

또, 시효 처리 전에 실시되는 용체화 처리는, 용체화 처리 온도가 높을수록 석출물이 고용하는 속도도 빠르기 때문에, 충분한 용체화 처리를 실시하려면 용체화 처리 온도가 높을수록 바람직하다고 할 수 있다. 따라서, 본 발명의 기본 공정의 특징은 티탄이 완전히 고용되는 온도에서 용체화 처리를 실시하고, 질별 (Temper) 을 조정하기 위한 적당한 냉간 압연을 실시하여 제품 판두께로 하고, 안 정상이 발달하기 어려운 비교적 저온에서 시효 처리를 실시하는 것이다. 한편 본 발명에서는, 용체화 처리에 의해 결정립을 미세화하는 것도 특징 중 하나이다.

재결정립을 미세화시키기 위한 제 3 원소군이 첨가되어 있다고는 해도, 그 양은 극미량이고, 너무 고온에서 용체화 처리를 실시하면 결정립이 조대화되어 본 발명의 목적을 달성할 수 없다. 그래서, 미리 상(上)공정에서 충분한 용체화 처리를 실시하여, 최종의 용체화 처리의 부담을 경감해 두는 것이 좋다. 미리 충분한 용체화 처리를 실시해 두면, 최종의 용체화 처리 전에 잔존하는 제 2 상 입자는 거의 없고, 최종의 용체화 처리에서는 제 2 상 입자를 새롭게 석출시키지 않을 정도로 재결정 어닐링하는 것만으로 좋다. 구체적으로는 평형 상태도 상에서의 고용도 선보다 약간 고온에서 가열하여 급냉하면 충분하다.

여기에서, 상 공정이란 소조(素條) 단계인 것이고, 구체적으로는 제품 판두께의 5 배 이상, 바람직하게는 10 배 이상의 판두께일 때에 충분한 용체화 처리를 실시하는 것이 좋다. 또, 충분한 용체화란, 제 2 상이 단시간에 소실하는 온도에서 실시되는 것이다. 단, 불필요하게 고온에서 실시하면, 고용된 Ti 나 제 3 원소군이 표면으로부터 진입하여 확산된 산소에 의해 표층부로부터 내부 산화해 버리므로 바람직하지 않다. Ti 나 첨가한 제 3 원소군이 쉽게 산화되는 것에 따라서 다르기도 하지만, 950℃ 를 초과하는 고온으로 가열하면 이 경향이 강해진다. 따라서, 상 공정에서 실시하는 용체화 처리의 바람직한 온도 범위는 850 ∼ 900℃ 이다. 상기 공정에서 충분한 용체화 처리를 실시함으로써, 단상의 조성이 되어 연성이 향상되고 그 후에 실시하는 냉간 압연이 용이해진다.

상 공정에서 충분한 용체화 처리를 실시한 다음, 냉간 압연을 실시하고, 최종의 용체화 처리를 제 2 상의 고용도 선 바로 위의 온도에서 실시하는 것이 이상적인데, 실제의 계에서는 처리 온도, 합금 조성에 변동이 있으므로, 제 3 원소를 함유한 제 2 상 입자 (Cu-Ti-X 계) 가 미세하게 석출된다. 본 발명에 있어서, 제 2 상 입자는 가능한 한 존재하지 않는 것이 바람직한데, 조대하게 성장되지 않아 진원에 가까운 형상의 제 2 상 입자가 미세하고 균등하게 분산되어 있으면, 강도와 굽힘 가공성에 미치는 영향은 매우 작다.

따라서, 최종의 용체화 처리를 제 2 상 입자가 완전히 없어지는 조건에서 실시할 필요는 없고, 고용도 선 바로 위로부터 그 1O℃ 정도 고온측 사이가 바람직한 범위이다. 한편, 용체화 처리 온도를 낮추면, 제 2 상이 라멜라 형상으로 고속 석출되는 현상을 볼 수 있다. 이러한 조직이 나타나면 강도와 굽힘 가공성이 현저하게 열화된다.

따라서, 본 발명의 합금을 만들기 위한 기본 공정은,

「충분한 용체화 처리 (제 1 차 용체화 처리) → 냉간 압연 (중간 압연) → 제 2 상 입자 성분의 고용도 선의 바로 위에서의 최종의 용체화 처리 (제 2 차 용체화 처리) → 냉간 압연 (최종 압연) → 시효 처리」이다. 제 1 차 용체화 처리까지는 규정의 성분에 용제 후, 주조하여 열간 압연을 거쳐 냉간 압연, 어닐링을 적당하게 반복하면 되고, 열간 압연 후 곧바로 제 1 차 용체화 처리를 실시해도 된다.

이하에 본 발명의 실시의 형태로서 그 공정을 차례대로 설명한다.

1) 잉곳 제조 공정

용해 및 주조는, 기본적으로 진공 중 또는, 불활성 가스 분위기 중에서 실시된다. 용제에 관해서는, 적당량의 Cu 에 제 3 원소군으로서 Fe, Co, Ni, Si, Cr, V, Nb, Zr, B, P 중에서 1 종 이상을 합계 0.01 ∼ 0.50 질량% 첨가하고, 충분히 유지한 후에 Ti 를 2 ∼ 4 질량% 첨가하고, Ti 를 함유하여 첨가 원소가 완전히 용해 후, 주형으로 주조하여 잉곳을 제조한다.

본 발명의 제 3 원소군에는 고융점 금속도 함유되는 경우가 있으므로 녹아 남은 것을 없애려면 충분히 유지할 필요가 있는데, Ti 는 제 3 원소군보다 Cu 중에 잘 녹기 때문에 제 3 원소군의 용해 후에 첨가하면 된다.

여기에서, O 와 C 의 함유량을 조정하는 것은, 진공도와 불활성 가스의 순도이다. 진공도가 낮은 경우나, 불활성 가스의 순도가 낮은 경우에는, 산소가 용탕 중에 용해할 뿐만 아니라, 용탕이 접촉하는 도가니, 노즐 등의 카본 함유 부위와 반응하여 탄산 가스가 발생하고, 그 결과 탄소도 용탕 중에 용해되어 버린다. 또, 실제 조업 베이스에서는 원료비를 싸게 하기 위해, 용해 원료로서 스크랩을 이용하는 경우가 있는데, 이것에 부착된 잔류 유분에 따라서 O, C, S 가 혼입되는 경우도 있으므로, 스크랩을 사용할 때에는 세정을 철저히 할 필요가 있다.

2) 잉곳 제조 공정 이후의 공정

이렇게 하여 주조한 잉곳은, 900℃ 이상에서 3 시간 이상의 균질화 어닐링을 실시한다. 이 시점에서 응고편석이나 주조 중에 발생한 정출(晶出)물을 완전히 없애는 것이 바람직하기 때문이다. 그것은 후술하는 용체화 처리에 있어서 제 2 상 입자의 석출을 미세하고 균일하게 분산시키기 때문이고, 혼립의 방지에도 효과가 있다. 그 후, 열간 압연을 실시하고 냉간 압연과 어닐링을 반복하여 용체화 처리를 실시한다. 도중의 어닐링에서도 온도가 낮으면 제 2 상 입자가 형성되므로, 이 제 2 상 입자가 완전히 고용되는 온도에서 실시한다. 제 3 원소군을 첨가하지 않는 통상의 티탄 구리이면 그 온도는 800℃ 이어도 되는데, 제 3 원소군을 첨가한 본 발명의 티탄 구리는 그 온도를 850℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

그리고, 용체화 처리에 있어서의 승온 속도 및 냉각 속도는 가능한 한 빠르게 하여, 승온·냉각 과정에서 제 2 상 입자가 석출되지 않도록 한다. 이것은, 제 2 상이 완전히 고용된 상태에서 최종의 용체화 처리를 실시하는 것이, 첨가된 제 3 원소가 보다 유효하게 작용하여 미세하고 균질한 조직이 얻어지게 하기 때문이다. 최종의 용체화 처리 후에는, 질별을 조정하기 위한 냉간 압연을 적당한 가공도로 실시하고, 마지막에 시효 처리를 실시하여 제품으로 한다. 시효 처리에서는 안정상 (TiCu₃) 이 발생되지 않도록 주의한다.

3) 최종의 용체화 처리

티탄 구리의 기본 공정에 있어서, 최종의 용체화 처리에서는, 제 2 상을 완전하게 고용시키는 것이 바람직한데, 완전히 고용될 때까지 고온으로 가열하면 결정립이 조대화되므로, 가열 온도는 제 2 상 입자가 고용되는 고용도 선 부근의 온도로 한다. 그리고 이 온도까지 급속히 가열시켜, 냉각 속도도 빠르게 하면 조 대한 제 2 상 입자의 발생이 억제된다.

또, 최종의 용체화 처리에서의 가열 시간은 짧은 편이 결정립을 미세화하게 한다. 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 있으므로, 이 시점에서의 제 2 상 입자는 생성되어도 가능한 한 적고, 작게 해야 한다.

4) 최종의 냉간 압연 가공도·시효 처리

상기 최종의 용체화 처리 공정 후, 냉간 압연 및 시효 처리를 실시한다. 냉간 압연에 대해서는 가공도 25% 이하가 바람직하다. 가공도가 높을수록 다음의 시효 처리에서 제 2 상 입자의 입계 석출이 일어나기 쉽기 때문이다. 시효 처리에 대해서는, 저온일수록 제 2 상 입자의 입계에 대한 석출을 억제할 수 있다. 동일한 강도가 얻어지는 조건이어도, 고온 단시간측보다 저온 장시간측인 편이 제 2 상 입자의 입계 석출을 억제할 수 있다.

종래 기술에 있어서 적정 범위로 되어 있던 420 ∼ 450℃ 에서는 시효가 진행됨에 따라 강도는 향상되는데, 제 2 상 입자의 입계 석출이 쉽게 발생되어 약간의 과시효이어도 굽힘 가공성을 저하시켜 버린다. 첨가 원소에 따라서도 적정한 시효 조건이 상이해지는데, 높아도 400℃×12h 로 하고, 낮은 온도이면 380℃×24h 로 가열 시간이 길어도 된다.

5) 프레스 가공 및 저온 열처리

본 발명이 제공하는 합금은, 목적하는 스프링 형상으로 프레스 후 그 상태에 서도 사용할 수 있으나, 프레스 가공 후에 저온에서 열처리함으로써 소성 변형부가 경화되므로, 더욱 스프링성이 향상된다. 이러한 경화 현상을 발생시키는 적당한 가열 조건은, 다음 식에서 나타내는 범위이다.

2×3^(370-x)/10≤Y≤2×3^(400-x)/10

여기에서, X (℃) 는 가열 온도, Y (분) 는 가열 시간으로 한다.

그리고 더욱 바람직하게는,

Y(분)≒2×3^(380-x)/10

이다.

다음으로 실시예를 설명한다.

본 발명예의 구리 합금을 제조할 때에는, 활성 금속인 Ti 가 제 2 성분으로서 첨가되기 때문에, 용제에는 진공 중 또는 불활성 (예를 들면 Ar) 가스 중에서 용해되었다. 또, 본 발명에서 규정한 원소 이외의 불순물 원소의 혼입에 의한 예상 외의 부작용이 발생되는 것을 미리 막기 위해, 원료는 비교적 순도가 높은 것을 엄선하여 사용하였다.

먼저, 실시예 1 ∼ 7, 참고예 8 ∼ 10 및 비교예 11 ∼ 18 에 대해, Cu 에 Fe, Co, Ni, Cr, Si, V, Nb, Zr, B 및 P 를 표 1 에 나타내는 조성으로 각각 첨가한 후, 동 표에 나타내는 조성의 Ti 를 각각 첨가하였다. 첨가 원소가 녹아 남은 것이 없도록 첨가 후의 유지 시간에도 충분히 배려한 후에, 이들을 Ar 분위기에서 주형에 주입하고 각각 약 2kg 의 잉곳을 제조하였다.

상기 잉곳에 산화 방지제를 도포하여 24 시간의 상온 건조 후, 950℃×12 시간 가열한 후, 열간 압연을 하여 판두께 10mm 의 판을 얻었다. 이어서 편석을 억제하기 위해 다시 산화 방지제를 도포 후 950℃×2 시간 가열하여 수냉하였다. 여기에서 수냉한 것은, 가능한 한 용체화시키기 위해서이다. 즉, 단상의 조성으로 함으로써 연성이 향상되므로, 그 후에 실시하는 냉간 압연을 쉽게 할 수 있기 때문이다. 또, 산화 방지제를 도포한 것은, 입계 산화 및 표면으로부터 진입한 산소가 첨가 원소 성분과 반응하여 개재물화하는 내부 산화를 가능한 한 방지하기 위해서이다.

각 열연판은, 각각 기계 연마 및 산세에 의한 탈스케일 후, 소조의 판두께 (1.5 ∼ 2.0mm) 까지 냉간 압연하고, 제１차의 용체화 처리를 실시한 후, 중간의 판두께 (0.18 ∼ 0.6mm) 까지 냉간 압연하였다. 그 후, 급속 가열이 가능한 어닐링로에 삽입하고, 승온 속도 50℃/초에서 제 2 상 입자 조성의 고용도 선의 온도 (예를 들어, Ti 와 Fe 의 첨가량이 각각 3 질량%, 0.2 질량% 에서는 800℃) 까지 가열하고 2 분간 유지 후 수냉하여 최종의 용체화 처리를 실시하였다. 그리고, 산세에 의한 탈스케일 후, 냉간 압연하고 판두께 0.15mm 로 하여 불활성 가스 분위기 중에서 시효 처리하여 발명예의 시험편으로 하였다. 비교예의 시험편은 성분 조정, 또는, 제조 공정을 조정함으로써 얻어진 것이다.

먼저 인장 시험을 실시하여 0.2% 내력을 측정하고, W 굽힘 시험을 실시하여 분열이 발생하지 않는 최소 굽힘 반경 (MBR) 의 판두께 (t) 에 대한 비인 MBR/t 값을 측정하였다.

이어서, 스프링성에 대해 일반적인 커넥터 형상을 고려하여, 굽힘부에 주어지는 부하가 굽힘의 진행 방향인 경우와, 역방향 (굽힘이 넓어지는 방향) 인 경우의 2 가지를 평가하였다. 편의상, 전자의 평가를 평가 1, 후자의 평가를 평가 2 로 한다. 평가 1, 2 를 하기에 설명한다.

평가 1 ;

평가 1 은, 도 1 에 나타내는 것과 같은 벨로우즈형 커넥터로 가공한 경우의 스프링성을 평가하는 것을 목적으로 하고 있다. 시험편 형상을 도 2 에 나타낸다. 핀 폭은 1.6mm, 굽힘부의 각도는 45˚, 굽힘부의 곡률 반경은 굽힘부에서 역점까지의 직선부의 길이 (아암 길이) 를 4mm 로 하였다. 이 평가에서는 도 3 에 나타내는 것과 같이, 판 누름에 의해 시험편을 고정시키고, 로드셀에 접속된 피스톤 헤드에 의해 스프링에 변위를 주어, 그 때에 받는 하중을 측정함으로써 하중과 변위의 관계를 조사하였다.

이 때의 크로스 헤드 스피드는 5mm/분으로 하였다. 하중을 부하하는 포인트가 시험편에 접촉한 위치를 「초기 위치 (a)」로 하고, 그곳에서부터 2mm 수직으로 눌러넣어 그 위치 (이 위치를 「리턴 변위 (b)」) 에서 5 초간 정지하고, 5mm/분의 속도로 피스톤 헤드를 스탠바이 위치까지 복귀시켰다. 이 때에, 피스톤 헤드와 접촉하는 포인트가 탄성 회복하여 돌아오는 위치를 a' 로 한다. 여기에서, 시험편이 소성 변형된 경우, 이 포인트는 초기 위치까지 복귀되지 않는다. 이 차 (c=a-a') 를 「내려앉음양 (c)」이라고 정의한다.

피스톤 헤드가 리턴 변위에 있을 때에 받는 하중이 「최대 하중 (Pmax)」이다. 따라서, 이 평가에서 얻어지는 하중-변위 곡선은 도 4 에 나타내는 것과 같이 된다. 이 공정 중, 피스톤 헤드에는 윤활유를 도포하여 시험편과 마찰 저항을 가능한 한 억제할 수 있도록 연구하였다. 이 평가에서는, 최대 하중 (Pmax) 이 높고 내려앉음양 (c) 이 적을수록 스프링성이 높다고 평가한다.

또한, 저온 열처리하여 경화를 확인하기 위해, 도 1 에 나타내는 시험편 형상에 프레스 가공 후 Ar 가스 분위기 중에서 350℃×1h 의 열처리를 실시하여, 최대 하중 및 내려앉음양을 측정하였다. 열처리 후의 최대 하중을 Pmax^*, 내려앉음양을 c^* 로 하는 것으로 한다. 표 3 에, c(mm), c^*(mm), Pmax(N), Pmax^*(N) 을 각각 나타낸다.

평가 2 ;

평가 2 는, 도 5 에 나타내는 것과 같이, 끼워맞추었을 때에 굽힘부를 복귀시키는 방향으로 힘이 가해지는 방식의 커넥터로 가공한 때의 스프링성을 평가하는 것을 목적으로 하고 있다. 도 6 에 시험편 형상을 나타낸다. 이 시험편은, JIS3110 에 규정된 W 굽힘 시험의 지그를 이용하여 압축 시험기로 프레스 정형한 것이다.

시험편의 제조에서 굽힘부에 발생하는 표면 거침 등의 영향을 줄이려면, 굽힘부의 곡률 반경이 가능한 한 큰 편이 바람직하다고 생각되므로, 굽힘부의 곡률 반경이 1.5mm 인 지그를 이용하여 프레스 정형하였다. 시험 방법을 도 7 에 나타낸다. 먼저, 막 프레스 가공한 시험편을 "へ" 자로 두었을 때의 굽힘부까지의 높이를 「초기 높이 (d)」라고 한다.

시험편을 금형 사이에 두고 "へ" 자를 변형시키도록 변위를 가한다. 금형은 변형되지 않도록 강성이 높은 것으로 한다. 이번 평가에서는, 판두께 2mm 의 스페이서를 이용하여, 상형과 하형의 거리가 2mm 가 되도록 고정시키고, 그 상태에서 24 시간 유지하였다. 부하를 제거한 후에, 다시 굽힘부까지의 높이를 측정하여 이것을 f 로 한다. 시험편 높이의 변화량 (d 와 f 의 차) 을 g 로 하고, g 가 작을수록 장시간 하중을 가한 후의 복원력이 높은 것이 되어 스프링성이 높은 것으로 간주한다. 추가로, 시험편을 프레스 가공 후 350℃×1h 의 열처리를 실시하고, 동일한 평가를 실시하여 시험편의 높이의 변화량을 구하였다. 이것을 g^* 로 한다. 표 3 에, g(mm) 와 g^*(mm) 를 나타낸다.

표 3 으로부터 명백한 것과 같이, 각 발명예에 있어서는 모두 0.2% 내력이 850MPa 이상이고 MBR/t 치가 2.0 이하, 높은 강도와 우수한 굽힘 가공성을 동시에 실현하고 있는 것을 알 수 있다. 또, 스프링성의 평가에 있어서도, 평가 1 의 내려앉음량이 0.40mm 이하이고, 최대 하중이 3.0N 이상, 그리고 평가 2 의 높이 변화가 0.40mm 이하이며, 양호한 스프링성을 갖는다고 할 수 있다. 그리고, 시험편을 프레스 가공 후 350℃×1h 의 열처리한 것은 더욱 스프링성이 향상되어 있다.

한편, 참고예 8 은, 최종의 압연 가공도가 높은 데다가, 시효 처리 온도가 높으므로 입계에 안정상이 석출되어 버려, 강도와 굽힘 가공성이 저하되어 있다. 참고예 9 는, Ti, Co 및 Ni 를 함유함에도 불구하고 최종의 용체화 처리 온도가 낮으므로 Ti, Co 및 Ni 는 고용되지 않아, 제 2 상이 라멜라 형상으로 석출되어 버려 강도와 굽힘 가공성이 저하되어 있다. 참고예 10 은, 상 공정에서 실시한 용체화 처리가 불충분하므로, 최종의 용체화 처리에서 제 2 상이 완전히 고용되지 않아 강도 및 굽힘 가공성이 뒤떨어졌다.

비교예 11 에 있어서는, 제 3 원소군의 첨가량의 합계치가 0.5 질량% 를 초과화고 있으므로 제 2 상 입자가 필요 이상으로 석출되어 버려 굽힘 가공성이 악화되어 있다. 비교예 12 는, C 의 함유량이 규정보다 많으므로 Zr 은 카바이드화되어 석출되고, 소지의 강화에는 거의 기여하지 않아, 프레스 성형 후에 적절한 열처리를 실시해도 스프링성의 향상이 발생되지 않도록 되어 있다.

비교예 13 은, 상 공정에서의 용체화 처리를 필요점 이상으로 고온에서 실시하였으므로 내부 산화되어 버려 강도와 굽힘 가공성이 저하되고, 프레스 성형 후에 적절한 열처리를 해도 스프링성의 향상을 거의 볼 수 없다. 비교예 14 는, 진공도가 낮은 용해로로 용해하고, 용탕의 피복에 목탄을 사용하였으므로, C 와 O 가 규정량보다 높아졌다. 그 결과, Si 와 Zr 은, 산화물이나 탄화물 상태에서 개재물로서 존재하여 강도의 향상에 기여하지 않을 뿐만 아니라, 굽힘성도 저하되어 프레스 성형 후에 열처리를 실시해도 스프링성이 향상되지 않는다.

비교예 15 는, 용해 원료로서 스크랩을 이용하였으나, 스크랩에 부착된 프레스유나 절삭유를 제거하지 않고 그대로 용해하고, 탈황도 하지 않았으므로, C 나 S 의 함유량이 많아져, 프레스 성형 후에 적절한 열처리를 실시해도 스프링성이 향상되지 않는다. 비교예 16 은, 용해 원료로서 이용한 스크랩 중에, Al, Ca, Pb, Sn, Zn 등의 불순물이 혼합되어 있었으므로, 프레스 성형 후에 열처리를 실시해도 스프링성이 향상되지 않는다.

비교예 17 은, 제 3 원소로서 Co, Ni, P 를 첨가하고 있는데 규정량에 도달하지 않았기 때문에 강도와 굽힘 가공성이 뒤떨어지고, 또한 프레스 성형 후에 적절한 열처리를 실시해도 스프링성의 향상이 거의 보이지 않는다. 비교예 18 은, 규정한 제 3 원소는 전혀 첨가하지 않았으므로 강도와 굽힘 가공성이 뒤떨어지고, 프레스 성형 후에 적절한 열처리를 실시해도 스프링성의 향상이 전혀 보이지 않는다.

도 1 은 커넥터의 끼워맞춤예 (그 중 하나) 의 설명도이다.

도 2 는 스프링성 시험 (평가 1) 에 이용한 시험편의 형상을 나타낸다.

도 3 은 스프링성 시험 (평가 1) 의 설명도이다.

도 4 는 스프링성 시험 (평가 1) 에서 얻어진 하중-변위 곡선의 예를 나타낸다.

도 5 는 커넥터의 끼워맞춤예 (평가 2) 의 설명도이다.

도 6 은 스프링성 시험 (평가 2) 에 이용한 시험편의 형상을 나타낸다.

도 7 은 스프링성 시험 (평가 2) 의 설명도이다.

Claims

Ti 를 2.0 ∼ 4.0 질량% 및 Fe, Co, Ni, Si, Cr, V, Nb, Zr, B, P 중에서 1 종 이상을 합계 0.05 ∼ 0.50 질량% 함유하는 구리기 합금에 있어서, 기타의 불순물 원소가 합계로 0.050 질량% 이하이며, C 와 O 의 함유량이 모두 0.010 질량% 이하인 것을 특징으로 하는 전자 부품용 구리 합금.
Ti 를 2.0 ∼ 4.0 질량% 및 Fe 를 0.05 ∼ 0.50 질량% 함유하는 구리기 합금에 있어서, 기타의 불순물 원소가 합계로 0.050 질량% 이하이며, C 와 O 의 함유량이 모두 0.010 질량% 이하인 것을 특징으로 하는 전자 부품용 구리 합금.
제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 구리 합금을 소정의 전자 부품 형상으로 프레스 가공 후, 400℃ 이하의 온도에서 열처리하여 경도를 조정하는 것을 특징으로 하는 전자 부품.