KR20130043246A - 동합금 열간단조품 및 동합금 열간단조품의 제조 방법 - Google Patents

동합금 열간단조품 및 동합금 열간단조품의 제조 방법 Download PDF

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KR20130043246A
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미쓰비시 신도 가부시키가이샤
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Abstract

동합금 열간단조품은, 0.21～0.44mass%의 Co와, 0.06～0.13mass%의 P와, 0.003～0.08mass%의 Sn과, 0.00003～0.0030mass%의 O를 함유하고, 잔부가 Cu 및 불가피한 불순물로 이루어지는 합금 조성이며, Co의 함유량 [Co]mass%와, P의 함유량 [P]mass%와의 사이에, 3.1≤([Co]-0.005)/([P]-0.006)≤4.9의 관계를 가진다. 단면 금속조직에 있어서, 재결정립의 평균결정입경이 0.050～0.50mm인 재결정립군이 차지하는 비율과, 미재결정립이 차지하는 비율과의 합계가 80% 이상이다.

Description

동합금 열간단조품 및 동합금 열간단조품의 제조 방법{COPPER ALLOY HOT-FORGED PART AND PROCESS FOR PRODUCING COPPER ALLOY HOT-FORGED PART}
본 발명은, 동합금 열간단조품 및 동합금 열간단조품의 제조 방법에 관한 것이다. 특히, 강도, 내력, 열전도성, 전기전도성, 크리프 특성이 뛰어난 동합금 열간단조품 및 그 동합금 열간단조품의 제조 방법에 관한 것이다.
동은, 높은 열전도성, 전기전도성을 살려, 히트 싱크, 히트 스프레더, 엔드링, 단자, 베이스판, 커넥터, 전극, 센서 부품, 몰드, 압력 용기 등 다양한 산업분야에 이용되고 있다. 그런데, 터프 피치 동, 무산소 동, 인탈산 동을 비롯한 99.9% 이상의 동 농도를 가지는 이른바 순동은, 강도가 낮기 때문에 강도를 확보하기 위해서는 단위면적 당의 동 사용량이 많아져 고비용이 되며, 용적, 중량도 커진다
또, 반도체소자의 고집적화·대용량화에 따라, 자동차의 고출력 모터 제어장치용의 반도체소자 등에 사용되어, 반도체에 생기는 열을 방출시키기 위한 히트 싱크 및 히트 스프레더에는, 핀부 등에 의해 히트 싱크 및 히트 스프레더 전체의 표면적을 넓혀 반도체에서 발생한 열을 효율 좋게 방출하는 높은 열전도성이 요구된다.
또한, 히트 싱크 등은, 보다 많은 열을 방출시키기 위해 수냉 방식에 의해 그 효율을 더욱 높여 사용하는 것을 생각할 수 있지만, 그 경우, 수압에 견딜 수 있는 강도, 특히 초기의 변형 강도, 즉 내력이 큰 것이 필요하다. 또, 이들 히트 싱크에는, 뛰어난 방열성이 필요하지만, 조립공정시나 실장시에 가해지는 솔더링(Soldering) 및 하드 솔더링(Hard soldering)시의 온도에 따라 강도나 경도가 저하되지 않는 것이 필요하다. 그리고, 사용중에 온도 상승이 있어서도, 거기에 견딜 수 있는 높은 크리프 특성이 필요하다.
또, 모터에 사용되는 엔드링에 대해서는, 로터바와의 접합이 하드 솔더링에 의해 행해지며, 브레이징(brazing) 후도 높은 강도와 높은 열전도성, 전기전도성이 필요하다. 그리고, 사용중에 100℃를 넘는 온도 상승이 있으므로, 배열(열전도)성이 뛰어난 것이 요구된다. 또, 고속으로 운전하면 큰 원심력이 생기므로, 그 원심력에 견딜 수 있는 높은 강도, 즉 100℃를 넘는 환경에서의 높은 크리프 특성이 요구된다. 히트 싱크 및 커넥터, 전극 등도 마찬가지이고, 연속해서 장시간의 사용에 견딜 수 있는 높은 크리프 특성이 요구된다.
이와 같이, 상기와 같은 용도에 이용되는 동합금에는, 높은 강도, 내력, 열전도성, 전기전도성, 크리프 특성이 요구된다.
상기의 히트 싱크 등의 가공 방법에 대해 설명하면, 표면적을 넓게 하기 위해 표면에 돌기부를 형성한 히트 싱크, 대형의 단자 및 커넥터, 전극, 센서 부품과 같이 외형이 복잡한 형상 및, 모터의 엔드링과 같이 도너츠형의 형상을 가공할 때에는, 열간단조 및, 절삭, 프레스, 냉간단조에 의해 가공할 수 있다. 그러나, 절삭가공은, 재료를 다양한 형상으로 가공할 수 있지만, 동 농도가 높은 동합금은 피삭성이 매우 나쁘기 때문에, 가공할 때 많은 공정수를 필요로 하고, 또 제품 비율이 나쁘기 때문에 경제적으로 문제이다. 프레스나 냉간단조로 성형하려고 하면, 동은 가공 경화되므로, 큰 가공도를 더할 수 없어, 복잡한 형상을 가공할 수 없다. 프레스나 냉간단조에 의해 복잡한 형상을 가공할 때는, 가공 한계에 이른 후에, 소둔·산세한 후 다시 프레스, 냉간단조에 의해 복잡한 형상으로 가공해야 하여, 비용이 소요된다.
그 때문에, 하나의 공정으로 니어 넷 셰이프까지 가공하는 방법으로서 열간단조에 의해 제조하는 것이 바람직하다. 열간단조는, 작은 프레스 능력의 단조기로도 복잡한 형상으로 성형할 수 있어, 저비용이다.
그러나, 일반적인 동 및 동합금의 열간단조는, 일반적으로 700℃ 또는 800℃의 고온으로 가공하기 때문에, 열간단조 후의 동 및 동합금의 강도가 매우 저하된다는 문제가 있다. 그 때문에, 일반적인 동 및 동합금이 아닌, 용체화-시효·석출형 합금의 Cr-Zr 동(1mass%Cr-0.1mass%Zr-Cu)을 이용하는 것을 생각할 수 있다. 그러나, 이 합금은, 활성인 원소 Zr을 포함하기 때문에, 용해·주조 비용이 들고, 통상, 열간단조한 후에 재료를 다시 950℃ 이상(950～1000℃)으로 가열하여, 그 직후에 급냉, 그리고 시효하는 열처리 프로세스를 거쳐 제조된다. 950℃와 같은 고온의 재가열은 비용상승으로 이어지며, 대기중에서 가열하면 산화 로스가 생기므로, 복잡한 형상에서는 치수상의 문제도 있다. 또, 고온의 재가열로 인해 단조품이 변형하기 쉬워지며, 또 재료 사이에 달라붙음이 발생한다. 그 때문에, 불활성 가스, 또는 진공중에 있어서 950℃에서 열처리되는데, 산화 로스는 방지할 수 있지만 비용이 비싸져, 변형이나 달라붙음의 문제도 있다.
또, Al, Si, Ni 등의 조성을 한정한 열간단조용의 동합금이 제안되고 있다(특허문헌 1 참조).
그러나, 특허문헌 1에 기재된 동합금은, 특별한 용체화 처리가 필요하고, 또, 전기·열전도성이 나쁘다는 문제가 있다.
일본 특허공개공보 2002-80924호
본 발명은, 이러한 종래 기술의 문제를 해결하기 위해서 이루어진 것으로, 강도, 내력, 열전도성, 전기전도성이 뛰어난 동합금 열간단조품 및 동합금 열간단조품의 제조 방법을 제공하는 것을 과제로 한다.
상기 과제를 해결하기 위해, 본 발명자는, 동합금의 조성이나 금속조직에 대해 검토했다. 그 결과, 소정의 조성의 동합금에 있어서, 열간단조를 소정의 조건으로 행하여, 평균결정입경이 소정의 범위 내인 재결정립군이 차지하는 비율과, 미재결정립이 차지하는 비율을 소정의 범위 내로 하는 것에 의해, 강도, 내력, 열전도성, 전기전도성 등이 뛰어난 동합금 열간단조품을 얻을 수 있다는 지견을 얻었다.
본 발명은, 상기의 본 발명자의 지견에 근거해 완성된 것이다. 즉, 상기 과제를 해결하기 위해, 본 발명은, 0.21～0.44mass%의 Co와, 0.06～0.13mass%의 P와, 0.003～0.08mass%의 Sn과, 0.00003～0.0030mass%의 O를 함유하고, 잔부가 Cu 및 불가피한 불순물로 이루어지는 합금 조성이며, Co의 함유량 [Co]mass%와, P의 함유량 [P]mass%와의 사이에, 3.1≤([Co]-0.005)/([P]-0.006)≤4.9의 관계를 가지고, 단면 금속조직에 있어서, 재결정립의 평균결정입경이 0.050～0.50mm인 재결정립군이 차지하는 비율과, 미재결정립이 차지하는 비율과의 합계가 80% 이상인 것을 특징으로 하는 동합금 열간단조품을 제공한다.
본 명세서에서 말하는 미재결정립에 대해 설명한다. 열간단조 전의 재결정립이, 열간단조에 의해 변형을 받지만, 재결정되지 않고 변형이 잔류한 상태로 남은 것을 미재결정립이라고 한다. 결정립에 변형이 잔류하고 있는지 여부는, 금속조직을 보면 명확하고, 재결정립과 미재결정립은 변형의 잔류를 관찰하여 식별할 수 있지만, 본 발명에서는 다음과 같이 하여 식별한다. 재결정립은, 정6각형에 가까운 형상을 나타내고, 결정립에 외접하는 외접원과, 내접하는 내접원을 그리면, (결정립의 외접원의 직경)/(결정립의 내접원의 직경)의 비는, 대부분의 재결정립이, 2.0 미만이다. 따라서, (결정립의 외접원의 직경)/(결정립의 내접원의 직경)의 비가 2.0 이상인 결정립을 미재결정립으로 한다. 도 1에, 결정립에 외접하는 외접원의 직경과, 결정립에 내접하는 내접원의 직경의 예를 나타낸다.
다음으로, 본 명세서에서 말하는 재결정립군과, 재결정립군의 평균결정입경에 대해 설명한다. 재결정립의 평균결정입경을 JIS H 0501에 준거해 측정한다. 그리고, 그 관찰한 시야의 금속조직이 재결정립일 때는, 그 시야 내에 있는 모든 재결정립의 집합을 그 시야에 있어서의 재결정립군이라고 한다. 그리고, 관찰한 시야의 재결정립의 평균결정입경이 amm이라고 하면, 그 시야에 있던 재결정립은, 재결정립의 평균결정입경이 amm이었던 재결정립군이라고 한다. 이와 같이 하여, 관찰하는 시야마다 재결정립군의 평균결정입경을 측정한다.
또, 본 명세서에서 말하는 단면 금속조직은, 단조품을 절단하는 적어도 하나의 단면에 있어서, 단조품의 표면으로부터 깊이 1mm의 부분을 제외한 부분에 있어서의 금속조직으로 한다.
바람직하게는, 0.001～0.3mass%의 Zn, 0.002～0.2mass%의 Mg, 0.001～0.3mass%의 Ag 중 어느 1종 이상을 더 함유하는 것이 바람직하다.
이들 바람직한 동합금 열간단조품에 의하면, Zn, Mg, Ag 중 어느 것을 가지므로, 강도가 향상된다.
또, 동합금 열간단조품은, 0.005～0.15mass%의 Ni, 0.003～0.10mass%의 Fe 중 어느 1종 이상을 더 함유하고, Co의 함유량 [Co]mass%와, Ni의 함유량 [Ni]mass%와, Fe의 함유량 [Fe]mass%와, P의 함유량 [P]mass%와의 사이에, 3.1≤([Co]+0.9×[Ni]+0.8×[Fe]-0.005)/([P]-0.006)≤4.9, 및 0.010≤2×[Ni]+3×[Fe]≤0.75×[Co]의 관계를 가지고 있어도 된다.
이 동합금 열간단조품에 의하면, Ni, Fe 중 어느 것을 가지고 있어도, 강도, 내력, 열전도성, 전기전도성 등이 뛰어나다.
바람직하게는, 내력이, 230N/mm2 이상이며, 20℃에 있어서의 열전도율이 300W/m·K 이상, 또는 20℃에 있어서의 도전율이 75%IACS 이상이며, 상기 내력을 L(N/mm2), 상기 열전도율을 M(W/m·K), 상기 도전율을 N(%IACS)으로 했을 때, (L×M)의 값이 77000 이상, 또는, (L×N)의 값이, 19000 이상인 것이 바람직하다.
히트 싱크, 커넥터, 엔드링에서 요구되는 내력, 열전도성, 전기전도성은, 그들 수치가 높을수록 재료의 절약으로 이어지며, 최종 제품의 컴팩트화로 이어진다. 여기서, 일반적인 순동(C1020, C1100, C1220)의 열간단조품의 20℃에 있어서의 열전도율이 320～395W/m·K, 전기전도도가 83～102%IACS, 내력이 40～80N/mm2, 내력과 열전도율과의 곱이 17000～25000, 내력과 도전율과의 곱이 4500～6000 정도인 것을 고려하면, 상기에서 바람직하다고 한 수치는, 큰 효과를 당연히 발휘한다. 또한, 공업용 순알루미늄의 열간단조품은, 내력이, 약 30N/mm2, 20℃에 있어서의 열전도율이 약 220W/m·K, 도전율이 약 60%IACS이며, 이들 수치를 훨씬 상회한다.
보다 바람직하게는, 내력이, 250N/mm2 이상, 20℃에 있어서의 열전도율이 310W/m·K 이상, 또는 도전율이 77%IACS 이상이며, 내력과 열전도율과의 곱이 82000 이상, 또는, 내력과 도전율과의 곱이, 20000 이상이다. 최적으로는, 순동과 동등한 고열전도성, 고전기전도성을 가지고, 내력에 있어서는 훨씬 높은 수치로, 내력이, 260N/mm2 이상, 20℃에 있어서의 열전도율이 320W/m·K 이상, 또는 도전율이 80%IACS 이상이며, 내력과 열전도율과의 곱이 85000 이상, 또는, 내력과 도전율과의 곱이, 21000 이상이다.
그리고, 200℃에서 50N/mm2의 응력을 가해, 크리프 시험을 행했을 때, 초기의 변형을 제외한 전체 크리프 변형량이 0.05% 이하인 것을 특징으로 한다. 후술하는 바와 같이, 열간단조 후, 석출 열처리 전에, 냉간 가공을 5～20%를 실시하면, 200℃에서 100N/mm2의 응력을 가하여, 1000시간의 크리프 시험을 행했을 때, 초기 변형을 제외한 전체 크리프 변형량이 0.15% 이하인 것을 특징으로 한다.
바람직하게는, 상기 재결정립에 있어서의 석출물의 평균입경이 1.3～3.9nm, 또는 석출물의 90% 이상이 0.7～7nm인 것이 바람직하다.
이들 바람직한 동합금 열간단조품에 의하면, 석출물의 평균입경이 1.3～3.9nm, 또는 석출물의 90% 이상이 0.7～7nm가 되는 것에 의해 고내력, 고열전도성, 고전기전도성을 가지고, 또 사용 환경인 100～200℃에 있어서 높은 크리프 특성을 가질 수 있다.
바람직하게는, 상기 재결정립의 평균결정입경이 0.050～0.50mm인 상기 재결정립군이 차지하는 비율이 60% 이상, 혹은 상기 미재결정립이 차지하는 비율이 60% 이상인 것이 바람직하다.
이들 바람직한 동합금 열간단조품에 의하면, 사용 환경인 100～200℃에 있어서 높은 크리프 특성을 가질 수 있다.
바람직하게는, 825℃에서 300초간 가열되고, 냉각 후의 내력이, 125N/mm2 이상이며, 상기 냉각 후의 20℃에 있어서의 열전도율이 280W/m·K 이상, 또는 상기 냉각 후의 20℃에 있어서의 도전율이 70%IACS 이상이며, 상기 냉각 후의 내력을 L(N/mm2), 상기 냉각 후의 20℃에 있어서의 열전도율을 M(W/m·K), 상기 냉각 후의 20℃에 있어서의 도전율을 N(%IACS)로 했을 때, (L×M)의 값이 38000 이상, 또는, (L×N)의 값이, 9600 이상인 것이 바람직하다.
본 발명의 열간단조품으로 만들어지는, 예를 들면, 엔드링은, 로터바와의 접합에는, 강도나 열전도성, 전기전도성이 뛰어난 JIS Z 3261에 기재되어 있는 BAg-5:45Ag-30Cu-25Zn합금납, BAg-6:50Ag-34Cu-16Zn합금납, BAg-7:56Ag-22Cu-17Zn-5Sn합금납이 이용되며, 그 하드 솔더링 온도는, 각각 745～845℃, 775～870℃, 650℃～750℃의 고온이 추천되고 있다. 이로 인하여, 엔드링은, 단시간이지만 브레이징 온도인 800℃ 전후의 내열성이 요구된다. 당연히, 전기 용도로 사용되므로, 하드 솔더링 후에도, 높은 열전도성, 전기전도성이 요망된다. 또, 모터에 사용되는 엔드링은, 고속화에 따라 원심력이 크기 때문에, 거기에 견딜 수 있는 강도도 필요하다.
즉, 당해 단조품을 Ag 브레이징 조건에 상당한 825℃의 염욕에서 300초간 침지하고, 가열한 재료에 있어서, 내력이, 125N/mm2 이상, 바람직하게는 130N/mm2 이상, 20℃에 있어서의 열전도율이 280W/m·K 이상, 또는 도전율이 70%IACS 이상이며, 내력과 열전도율과의 곱이 38000 이상, 또는, 내력과 도전율과의 곱이, 9600 이상인 것을 특징으로 한다. 그리고, 하드 솔더링에 상당한 열처리를 행한 열간단조품에, 200℃에서 50N/mm2의 응력을 가해 1000시간의 크리프 시험을 행했을 때, 초기의 변형을 제외한 전체 크리프 변형량이 0.25% 이하인 것을 특징으로 한다. 또, 엔드링 등의 평활한 면을 가지는 열간단조품은, 열간단조 후, 석출 열처리를 행하기 전에, 냉간 가공을 5～20%를 실시하는 것에 의해, 825℃의 염욕에서 300초간 가열한 시험편에 있어서, 내력이, 150N/mm2 이상, 20℃에 있어서의 열전도율이 280W/m·K 이상, 또는 도전율이 70%IACS 이상이며, 내력과 열전도율과의 곱이 48000 이상, 또는, 내력과 도전율과의 곱이, 12000 이상인 것을 특징으로 한다. 또, 하드 솔더링에 상당한 열처리를 행한 열간단조품에, 200℃에서 50N/mm2의 응력을 가하고, 1000시간의 크리프 시험을 행했을 때, 초기 변형을 제외하고, 0.15% 이하의 크리프 변형량인 것을 특징으로 한다. 또한, 이들 특성치는, 공냉 후에, 590℃의 염욕에서 30분간의, 주로 열·전기전도도 회복을 위한 열처리를 실시한 후에 측정하고 있다. 이들 하드 솔더링을 실시한 재료에 있어서도, 높은 강도, 높은 열전도성, 높은 전기전도성을 가지고 있으므로, 고속 회전하는 엔드링이나, 압력이 가해지는 히트 싱크 등에 적합한 열간단조품이 된다.
브레이징 상당품은, 평균결정입경이, 0.05mm, 나아가서는 0.08mm 이상으로 조대(조대하기 때문에, 825℃의 고온에 브레이징 상당의 시간을 유지해도, 석출물의 입성장을 늦추어, 다소는 커지지만, 아직 내력에 기여하는 미세한 석출물이 많기 때문에, 내력이 높다. 브레이징 후, 열전도성·전기전도성을 회복시키는 열처리, 즉, 브레이징 후의 냉각 과정에서 650℃에서 550℃로의 온도역을 5～50분 동안 냉각하거나, 또는, 하드 솔더링 후, 일단 공냉하여, 550℃～650℃의 온도에서, 5～50분 유지하는 것에 의해, 브레이징 후에, 양호한 내력, 열전도성·전기전도성을 나타낸다. 특히 열간단조 후, 5～20%의 냉간 가공을 더하면, 내력이 높아진다. 이것은, 열간단조품의 평균결정입경이 0.05mm, 0.08mm 이상이므로, 825℃로 가열되어도, 냉간 가공에 의해 도입된 가공 변형이 남아, 그 변형에 상당한 강도가 가산된다. 즉, 브레이징에 의해 열간단조품이 800℃ 이상으로 가열되어도, 평균결정입경이 0.05mm 또는 0.08mm보다 크기 때문에, 석출 입자의 성장을 늦추어, 내력에 기여하는 석출 입자가 많이 남고, 더하여, 가공 변형이 가산되는 것에 의해, 150N/mm2 이상의 더욱 높은 내력을 가진다. 크리프 변형에 관해서도, 열간단조품은, 결정립이 크기 때문에 확산 속도가 늦고, 내열성을 가지고 있으므로, 높은 응력을 가해도 변형량이 적다. 냉간 가공을 더한 것은, 더욱 높은 내력을 가지므로, 크리프 변형량은 적다. 또한, 단조품을 고온의 액체인 염욕에 침지하면, 단조품의 온도는 급속히 높아진다. 따라서, 800℃ 이상 825℃ 이하의 온도로, 적어도 180초 이상은, 열간단조품은 염욕 중에 침지 유지되어 있다.
이상에서 설명한 동합금 열간단조품의 제조 방법으로서는, 예를 들면 하기의 제1 내지 제3 제조 방법을 들 수 있다.
제1 제조 방법은, 열간단조가 실시되는 단조재의 열간단조 전의 가열 온도가 925～1025℃이며, 상기 단조재의 상기 가열 종료시의 평균결정입경이 0.10～5.0mm인 것을 특징으로 한다.
또한, 본 명세서에서 말하는 단조재란, 단조가 행해지기 전의 재료와, 단조가 행해진 후의 재료의 양쪽을 의미한다.
제2 제조 방법은, 열간단조가 실시되는 단조재의 적어도 1회의 열간단조를 700℃ 이상에서 실시하고, 상기 열간단조 후에 상기 단조재를 12℃/초 이상의 냉각 속도로 400℃ 이하로 냉각, 또는 650℃에서 550℃까지의 온도 영역을 12℃/초 이상의 냉각 속도로 냉각하며, 상기 냉각 후에 상기 단조재에 냉간 가공을 행하거나, 또는 냉간 가공을 행하지 않고 450～600℃의 열처리 온도에서 0.2～10시간의 유지시간이며, 상기 열처리 온도를 T℃, 상기 유지시간을 t시간으로 하면 520≤T+20×t1/2≤615의 관계를 충족시키는 열처리를 행하는 것을 특징으로 한다. 바람직하게는, 당해 열처리 후에, 400℃에 이를 때까지, 0.1℃/분부터 3℃/분의 냉각 속도로 냉각한다.
또한, 열간단조를 700℃ 이상에서 실시한다는 것은, 단조 직전의 온도를 700℃ 이상으로 하는 것을 의미한다.
제2 제조 방법으로 제조된 동합금 열간단조품은, 상기 열간단조 후에 상기 열처리 전의 도전율을 X(%IACS)로 하면, X와, P의 함유량 [P]mass%와, Co의 함유량 [Co]mass%와, Fe의 함유량 [Fe]mass%와, Sn의 함유량 [Sn]mass%와, Mg의 함유량 [Mg]mass%와, Ni의 함유량 [Ni]mass%와의 사이에,
(45-25[P]-20[Co]-10[Fe]-5[Sn]-3[Mg]-2[Ni])≤X≤(55-25[P]-20[Co]-10[Fe]-5[Sn]-3[Mg]-2[Ni])의 관계를 가지는 것이 바람직하다.
제3 제조 방법은, 열간단조가 실시되는 단조재의 적어도 1회의 열간단조를 700℃ 이상에서 실시하여, 상기 열간단조 후에 상기 단조재를 650℃에서 550℃까지의 온도 영역을 12℃/초 이상의 냉각 속도로 냉각하고, 상기 냉각 후에 400～540℃의 온도 영역에서 10～200분 유지하는 것을 특징으로 하는 제조 방법.
또한, 열간단조를 700℃ 이상에서 실시한다는 것은, 단조 직전의 온도를 700℃ 이상으로 하는 것을 의미한다.
본 발명에 의하면, 동합금 열간단조품이 강도, 내력, 열전도성, 전기전도성이 뛰어나다.
도 1은, 결정립에 외접하는 외접원의 직경과, 결정립에 내접하는 내접원의 직경의 예를 나타내는 도면이다.
도 2는, 열간단조품을 작성한 합금의 조성을 나타내는 도면이다.
도 3은, 시험 1의 각 공정의 제조 조건을 나타내는 도면이다.
도 4는, 시험 1에 있어서 열간단조한 평판의 형상을 나타내는 도면이다.
도 5는, 시험 2의 각 공정의 제조 조건을 나타내는 도면이다.
도 6은, 시험 1의 결과를 나타내는 도면이다.
도 7은, 시험 1의 결과를 나타내는 도면이다.
도 8은, 시험 1의 결과를 나타내는 도면이다.
도 9는, 시험 1의 결과를 나타내는 도면이다.
도 10은, 시험 1의 결과를 나타내는 도면이다.
도 11은, 시험 1의 결과를 나타내는 도면이다.
도 12는, 시험 1의 결과를 나타내는 도면이다.
도 13은, 시험 1의 결과를 나타내는 도면이다.
도 14는, 시험 2의 결과를 나타내는 도면이다.
도 15는, 시험 2의 결과를 나타내는 도면이다.
도 16은, 각 시험에서의 금속조직을 나타내는 사진이다.
본 발명의 실시형태에 관한 동합금 열간단조품에 대해 설명한다.
본 발명에 관한 동합금으로서 제1 발명 합금 내지 제 3 발명 합금을 제안한다. 합금 조성을 나타내는데 본 명세서에 있어서, [Cu]와 같이 [ ]의 괄호가 붙은 원소 기호는 당해 원소의 함유량치(mass%)를 나타내는 것으로 한다. 또, 이 함유량치의 표시 방법을 이용하여, 본 명세서에 있어서 복수의 계산식을 제시하지만, 각각의 계산식에 있어서, 당해 원소를 함유하고 있지 않은 경우는 0으로 하여 계산한다. 또, 제1 내지 제 3 발명 합금을 총칭하여 발명 합금이라고 부른다.
제1 발명 합금은, 0.21～0.44mass%의 Co와, 0.06～0.13mass%의 P와, 0.003～0.08mass%의 Sn과, 0.00003～0.0030mass%의 O를 함유하고, 잔부가 Cu 및 불가피한 불순물로 이루어지는 합금 조성이며, Co의 함유량 [Co]mass%와, P의 함유량 [P]mass%와의 사이에, 3.1≤([Co]-0.005)/([P]-0.006)≤4.9의 관계를 가진다.
제2 발명 합금은, Co, P, Sn, O의 조성 범위가 제1 발명 합금과 동일하고, 또한, 0.001～0.3mass%의 Zn, 0.002～0.2mass%의 Mg, 0.001～0.3mass%의 Ag 중 어느 1종 이상을 함유하고, 잔부가 Cu 및 불가피한 불순물로 이루어지는 합금 조성이며, Co의 함유량 [Co]mass%와 P의 함유량 [P]mass%와의 사이에, 3.1≤([Co]-0.005)/([P]-0.006)≤4.9의 관계를 가진다.
제3 발명 합금은, Co, P, Sn, O, Zn, Mg, Ag의 조성 범위가 제1 발명 합금 또는, 제2 발명 합금과 동일하고, 또한 0.005～0.15mass%의 Ni, 0.003～0.10mass%의 Fe 중 어느 1종 이상을 더 함유하고, 잔부가 Cu 및 불가피한 불순물로 이루어지는 합금 조성이며, Co의 함유량 [Co]mass%와, Ni의 함유량 [Ni]mass%와, Fe의 함유량 [Fe]mass%와, P의 함유량 [P]mass%와의 사이에,
3.1≤([Co]+0.9×[Ni]+0.8×[Fe]-0.005)/([P]-0.006)≤4.9, 및 0.010≤2×[Ni]+3×[Fe]≤0.75×[Co]의 관계를 가진다.
다음으로, 제조 방법에 대해 설명한다. 제조 방법은, 열간단조 전에 단조재를 가열하는 가열 공정과, 가열된 단조재를 단조하는 열간단조 공정과, 열간단조 후의 단조재를 냉각하는 냉각 공정과, 냉각 후의 단조재를 가열하는 석출 열처리 공정을 가지고 있다.
가열 공정에 있어서의 가열 온도는, 925～1025℃이다.
열간단조는, 적어도 1회 행하며, 적어도 단조 직전의 온도를 700℃ 이상으로 한다.
냉각 공정에서는, 열간단조 후부터 12℃/초 이상의 냉각 속도로 400℃ 이하로 냉각하거나, 또는 650℃에서 550℃까지의 온도 영역을 12℃/초 이상의 냉각 속도로 냉각한다.
석출 열처리의 조건은, 열처리 온도가 450～600℃에서 유지시간이 0.2～10시간이며, 열처리 온도를 T℃, 유지시간을 t시간으로 하면 520≤T+20×t1/2≤615의 관계를 충족시킨다. 당해 열처리 후, 바람직하게는 400℃에 이를 때까지, 0.1℃/분부터 3℃/분의 냉각 속도로 냉각한다
상기의 냉각 공정과 석출 열처리 공정과의 사이에 냉간 가공을 행해도 된다.
이상의 제조 방법을, 제1 제조 방법이라고 부른다.
또한, 본 실시형태의 동합금 열간단조품의 제조 방법에 제공되는 단조재의 제조 이력은 어떠한 것이라도 상관없다. 예를 들면, 주조 후이어도, 압출 후이어도, 열간단조 후이어도, 냉간 가공 후이어도 된다.
제1 제조 방법에 있어서의 열간단조 공정의 후를, 다음과 같이 해도 된다. 열간단조 후에 12℃/초 이상의 냉각 속도로 650℃에서 550℃까지의 온도 영역을 냉각하고, 그 후, 400～540℃의 온도 영역에서 10～200분 유지한다. 이 400～540℃의 온도 영역에서의 10～200 분의 유지가, 제1 제조 방법에 있어서의 석출 열처리 공정의 역할을 한다.
이상의 제조 방법을, 제2 제조 방법이라고 부른다.
다음으로, 각 원소의 첨가 이유에 대해 설명한다.
Co의 단독 첨가에서는 높은 강도·전기전도성 등은 얻을 수 없지만, P, Sn과의 공첨가로 열전도성·전기전도성을 저해하지 않고, 높은 강도, 높은 내열 특성, 높은 연성을 얻을 수 있다. Co의 단독 첨가에서는, 강도가 다소 향상하는 정도이며 현저한 효과는 없다. 발명 합금의 조성 범위의 상한을 넘으면 효과가 포화할 뿐만이 아니고, 오히려, 열전도성·전기전도성을 저해하여, 단조시의 변형 저항이 높아진다. 또, Co는 레어 메탈이므로, 고비용이 된다. Co의 함유량이 발명 합금의 조성 범위의 하한보다 적으면, P와 공첨가해도 목적으로 하는 높은 내력을 얻을 수 없다. Co의 조성 범위의 하한은, 0.21mass%이며, 바람직하게는, 0.24mass%이며, 보다 바람직하게는, 0.27mass%이며, 특히 높은 내력이 필요한 경우는, 0.35mass%이다. Co의 조성 범위의 상한은, 특히 높은 내력을 필요로 하는 경우는 0.44mass%이며, 바람직하게는, 0.43mass%이며, 내력과 비용과의 균형을 고려하여, 0.40mass% 이하가 바람직하다.
P의 첨가는, Co, Sn과 공첨가하는 것에 의해 열전도성·전기전도성을 저해하지 않고, 높은 강도를 얻을 수 있다. P의 단독 첨가는, 탕 흐름성과 강도를 향상시켜, 결정립을 미세화시킨다. P의 함유량이 조성 범위의 상한을 넘으면, 상기의 탕 흐름성과 강도와 결정립 미세화의 효과가 포화된다. 또, 열전도성·전기전도성이 저해된다. 또, 주조시에 균열이 생기기 쉬워지며, 열간단조시에도 균열이 생기기 쉬워진다. P의 함유량이 조성 범위의 하한보다 적으면, 고강도의 효과를 발휘할 수 없다. P의 조성 범위의 상한은, 높은 내력을 얻기 위해, Co와의 관계로 0.13mass%이며, 바람직하게는 0.12mass%이다. P의 조성 범위의 하한은, 0.060mass%이며, 바람직하게는 0.070mass%이며, 고내력을 얻기 위해서는, 0.090mass%이다.
Co, P를 상기한 조성 범위에서 공첨가하는 것에 의해 강도, 열전도성, 전기전도성, 연성, 100～200℃에서의 크리프 특성, 내열성, 하드 솔더링 후의 강도, 변형능이 양호해진다. 이들 양 원소가 고용상태이면, 단조시의 변형 저항이 낮아지고, 또, 열간단조시의 동적 재결정, 정적 재결정이 느려진다. Co, P의 함유량이 한쪽이라도 조성 범위보다 적은 경우, 상기 어느 특성도 현저한 효과를 발휘하지 않을 뿐만 아니라 열전도성이 매우 나빠진다. Co, P의 함유량이 조성 범위보다 많은 경우는 마찬가지로 열전도성이 매우 나쁘고, 각각의 단독 첨가의 경우와 같은 결점이 생긴다. Co, P의 양 원소는, 본 발명의 과제를 달성하기 위한 필수 원소이며, 적정한 Co, P 등의 배합 비율에 의해 열전도성·전기전도성을 저해하지 않고, 내력, 내열성, 고온 강도, 하드 솔더링 후의 강도, 고온 크리프 강도를 향상시킨다. Co, P는, 발명 합금의 조성 범위 내에서 큰 효과를 발휘하여, 조성 범위의 상한엔 가까워짐에 따라, 비용과의 균형을 고려해야 하지만, 이들 제특성이 보다 향상된다. Co, P가 결합해 강도에 기여하는 초미세한 석출물을 석출시킨다. Co, P의 공첨가는, 열간단조 중의 동적 재결정을 억제하여, 열간단조 직후의 정적 재결정의 생성을 늦춘다. 단, 그 효과도, 발명 합금의 조성 범위의 상한을 넘으면, 거의 특성의 향상은 볼 수 없게 되어, 오히려 상기 서술한 바와 같은 결점이 생기기 시작한다.
본 발명의 과제인 높은 강도, 높은 전기전도성을 얻으려면, Co와 P의 비율이 매우 중요하게 된다. 조성, 가열 온도, 냉각 속도 등의 조건이 갖춰지면, 석출 열처리에 의해 Co와 P는, 대략 Co: P의 질량 농도비가 약 4:1로부터 약 3.5:1이 되는 미세한 석출물을 형성한다. 석출물은, 예를 들면 Co2P, 또는 Co2 . aP, CoxPy 등의 화합식으로 나타나고, 대략 구형상, 또는 대략 타원형으로 입경이 2～3nm 정도의 크기이면 강도에 크게 기여한다. 구체적으로는, 단조품의 단면인 평면으로 나타나는 석출물의 평균입경으로 정의하면 1.5～3.9nm(바람직하게는 1.7～3.5nm, 최적으로는, 1.9～3.1nm)이며, 또는 석출물의 크기의 분포로부터 보면, 석출물의 90%, 바람직하게는 95% 이상이 0.7～7nm이며, 가장 바람직하게는 95% 이상이 0.7～5nm이며, 그리고 석출물이 균일하게 석출되는 것에 의해 고강도를 얻을 수 있다.
석출물은, 균일하고 미세하게 분포하고, 크기도 일정하며, 그 입경이 미세할 수록 재결정부의 입경, 강도, 고온 강도에 영향을 준다. 또한, 0.7nm의 입경은 대략 초고압의 투과형 전자현미경(Transmission Electron Microscope 이하, TEM라고 한다)을 이용하여, 75만배로 관찰하여, 전용의 소프트를 사용하면 식별·치수 측정 가능한 한계의 사이즈이다. 따라서, 만약 0.7nm 미만의 석출물이 존재해도, 상기의 평균입경의 산출로부터 제외하고 있어, 상기 "0.7～7nm"의 범위는 "7nm 이하"와 같은 의미이다. 또한, 석출물에는, 주조 단계에서 생기는 정출물은 당연히 포함되지 않는다. 또, 석출물의 균일 분산에 관해서 굳이 정의한다고 하면, 75만배의 TEM로 관찰했을 때, 후술하는 현미경 관찰 위치(극표층 등 특이한 부분을 제외)의 임의의 200nm×200nm영역에 있어서, 적어도 90% 이상의 석출 입자의 최인접 석출 입자간 거리가, 100nm 이하, 바람직하게는 75nm 이하, 또는 평균입자경의 25배 이내이거나, 또는, 후술하는 현미경 관찰 위치의 임의의 200nm×200nm영역에 있어서, 석출 입자가 적어도 25개 이상, 바람직하게는 50개 이상 존재하는 것, 즉 표준적인 미크로적인 부위에 있어서 특성에 영향을 주는 큰 무석출대가 없는 것, 즉, 불균일 석출대가 없는 것으로 정의할 수 있다.
석출물의 크기는, 석출물의 평균입경이 3.9nm를 넘으면 강도로의 기여가 적어져, 평균입경으로 1.3nm, 또는 1.5nm, 보다 작으면, 강도적으로도 포화되며, 열전도성·전기전도성이 떨어진다. 석출물의 크기가 1.5nm보다 작으면 열전도성·전기전도성이 떨어지는 것은, 너무 미세하면 전부를 석출시키는 것이 곤란하기 때문이다. 또, 석출물의 평균입경은 3.5nm 이하가 바람직하고, 특히, 열간단조 후의 금속조직이 재결정립으로 구성되는 경우, 석출물에 의해 합금이, 강화되므로, 석출물의 평균입경은 3.5nm 이하가 바람직하고, 최적으로는, 3.1nm 이하이다. 하한측은, 열전도성·전기전도성과의 관계로부터 1.7nm 이상이 바람직하다. 또, 평균입경이 작아도, 조대한 석출물이 차지하는 비율이 크면, 강도에 기여하지 않는다. 즉, 7nm를 넘는 큰 석출 입자는 그다지 강도에 기여하지 않기 때문에, 석출 입경이 7nm 이하의 비율이, 90% 이상이 필요하고, 바람직하게는 95% 이상이다. 나아가서는, 석출물이 균일 분산되어 있지 않으면 즉 무석출대가 있으면 강도는 낮다. 석출물에 관해, 평균입경이 작은 것, 조대한 석출물이 없는 것, 균일하게 석출되고 있는 것의 3개의 조건을 충족시키는 것이 가장 바람직하다. 또한, 상기 및 후술하는 석출 열처리 조건식의 값이 하한치보다 낮은 경우, 석출물은 미세하지만, 석출량이 적기 때문에 강도로의 기여가 작고 열전도성도 나빠진다. 석출 열처리 조건의 값이 상한치보다 높은 경우, 열전도성은 향상되지만, 석출물은 커져, 7nm를 넘는 조대한 입자가 증가해 석출물 입자의 수가 감소되어, 석출에 의한 강도로의 기여가 작아진다.
본 발명에 있어서 Co와 P의 양이 이상적인 배합이어도, 또, 이상적인 조건으로 석출 열처리되어도, 모든 Co, P가 석출물을 형성하는 일은 없다. 본 발명에서 공업적으로 실시할 수 있는 Co와 P의 배합 및 석출 열처리 조건으로 석출 열처리하면, Co의 대략 0.005mass%, P의 대략 0.006mass%는, 석출물 형성에 관여하지 않고, 매트릭스에 고용상태로 존재한다. 따라서, Co, P의 질량 농도로부터 각각 0.005mass% 및 0.006mass%를 공제하고, Co, P의 질량비를 결정할 필요가 있다. 즉, Co, P의 조성, 또는, 단지 Co와 P와의 비율을 결정하는 것은 불충분하고, ([Co]-0.005)/([P]-0.006)의 값이 3.1～4.9가 필요불가결한 조건이며, 바람직하게는, 3.2～4.6, 보다 바람직하게는 3.3～4.3, 최적으로는 3.5～4.0이다. ([Co]-0.005)와 ([P]-0.006)이 최적 비율이면, 목적으로 하는 미세한 석출물이 형성되어, 높은 열전도성·전기전도성, 고강도를 얻을 수 있다. 한편, 상기 서술한 비율의 범위로부터 멀어지면, Co, P 중 어느 것이 석출물 형성에 관계없이 고용상태가 되어, 고강도를 얻을 수 없을 뿐만 아니라 열전도성·전기전도성이 나빠진다. 또는, 목적하는 화합 비율과 다른 석출물이 형성되어, 석출 입자경이 커지거나, 강도에 그다지 기여하지 않는 석출물이거나 하므로, 열전도성·전기전도성, 강도, 크리프 특성이 뛰어난 재료가 될 수 없다.
다음으로, Sn에 대해 설명한다. Sn은, 0.003mass% 이상의 소량의 함유량으로, 열간단조 최초의 공정인 가열에 있어서, 925℃ 이상의 온도에서, 단시간의 가열로 Co, P의 고용을 촉진시켜 결정립을 조대한 것으로 하고, 한편으로는, 열간단조시의 동적 재결정, 정적 재결정의 생성을 억제한다. 그리고, Sn의 첨가는, 열간단조시의 재료 온도가 국부적으로 저하되어도, 국소적으로 가공도가 달라도, 또 열간단조에 시간을 필요로 해도, Co, P의 고용상태를 유지하는 작용을 가진다. Sn의 첨가는, 열간단조 프로세스의 최초인 가열 단계에서는, 금속조직을 조대하게 하여, Co, P를 보다 빠르게 고용상태로 하고, 열간단조 가공의 단계에서는, Co, P 등의 용체화 감수성을 낮게 하여, 즉, 용체화 상태를 유지하여, 최종 석출시에는 Co와 P를 주체로 하는 석출물을 많이 석출시키면서, 그러한 석출물이 미세하게, 그리고 균일하게 분산시켜 석출시키는 작용을 가진다. 금속조직적으로는, 단조 전의 가열의 925℃ 이상의 고온시에 있어서는, 결정립의 조대화를 촉진시키고, 열간단조 중에 있어서는, 재결정핵생성을 억제하는 역할을 한다. Co, P, Sn의 공첨가에 의해, 본원에서 규정하고 있는 단조 온도로 Co, P 등을 고용상태로 하는 것은, 열간단조에서의 변형 저항을 낮게 하여, 작은 파워로 성형하는 것을 의미한다. 한편, 열간단조시의 동적 재결정, 정적 재결정핵의 생성을 억제하여, 동적 재결정, 정적 재결정이 지연되는 것은, 열간단조시의 재결정 온도를 높게 하여, 단조 후의 금속조직에서, 미재결정 상태를 얻을 수 있기 쉬워진다. 열간단조의 가공율에 따라 다르지만, 925℃ 이상으로 단조재를 일단 가열하고, 그리고 단조 직전의 온도가, Co, P가 고용상태에 있는 700℃에서 850℃의 사이이면, 본원에서 목적으로 하고 있는 가공 조직을 얻을 수 있다. 또, 일반적으로 열전도성과 전기전도성은, 대략 비례 관계에 있지만, 열간단조 프로세스와, Co, P 등을 이상적인 상태로까지 석출시키는 작용을 가지는 Sn의 효과에 의해, 비례 관계 이상으로 열전도성이 양호해진다. 또, Sn의 고용에 의해, 열간단조품의 매트릭스의 내열성을 향상시키는 것에 의해, 하드 솔더링 후의 내력을 높은 채로 유지함과 함께, 크리프 특성을 향상시키는 작용을 가진다.
상기와 같은 Sn의 효과를 발휘시키기 위해서는, Sn의 함유량은 0.003mass% 이상이 필요하지만, 보다 그 효과를 발휘시키기 위해서는, 0.005mass% 이상이 바람직하고, 최적으로는 0.007mass% 이상이 바람직하다. 한편, Sn의 함유량이 0.08mass%를 넘으면 그 효과는 포화되며, 전기·열전도성이 나빠진다. 열전도성, 전기전도성이 보다 필요로 하는 경우는, 0.06mass% 이하가 바람직하고, 강도, 내열성과의 관계도 있지만 0.04mass% 이하가 바람직하다.
다음으로, Zn, Mg, Ag에 대해 설명한다. Zn, Mg, Ag는 고용강화에 의해 합금의 강도를 향상시킴과 동시에, Sn과 마찬가지로 열간단조의 일련의 프로세스 중에서 Co, P의 고용상태를 유지하여, 동적·정적 재결정을 늦추는 기능을 가진다. Zn은, 더욱 땜납 젖음성, 브레이징성을 개선한다. Zn 등은, Co, P의 균일 석출을 촉진시키는 작용을 가진다. 그리고 Ag, Mg는, 하드 솔더링 후의 내력, 크리프 특성을 향상시킨다. Zn, Mg, Ag의 함유량이 조성 범위의 하한보다 적으면, 상기한 효과가 발휘되지 않는다. 각각의 조성 범위의 상한을 넘으면, 상기한 효과가 포화할 뿐만 아니라, 열전도성이 저하되기 시작하여, 열간단조시의 변형 저항이 커지고, 변형능이 나빠진다. Zn의 조성 범위의 상한은, 0.2mass% 이하가 바람직하고, 0.1mass% 이하가 보다 바람직하다. 마찬가지로 Mg의 함유량은, 0.003mass% 이상이 바람직하고 0.005mass% 이상이 좋다. Mg의 조성 범위의 상한은, 0.1mass% 이하가 바람직하고, 0.05mass% 이하가 보다 바람직하다. Ag의 함유량은, 0.003mass% 이상이 바람직하고 0.005mass% 이상이 좋다. 한편 Ag의 조성 범위의 상한은, 0.2mass% 이하가 바람직하고, 0.1mass% 이하가 보다 바람직하다.
다음으로, Fe, Ni에 대해 설명한다. Fe, Ni는 Co의 기능을 일부 대체하는 것과 동시에 Co와 P의 결합을 보다 효과적으로 행하게 하는 기능을 한다. 따라서, 기본의 Co, P와의 관계식으로부터 더욱, Ni, Fe를 더하면 다음의 2개의 관계식이 성립한다.
3.1≤([Co]+0.9×[Ni]+0.8×[Fe]-0.005)/([P]-0.006)≤4.9, (바람직한 범위는, 3.2～4.6, 보다 바람직하게는 3.3～4.3, 최적으로는, 3.4～4.0)
0.010≤2×[Ni]+3×[Fe]≤0.75×[Co], (바람직한 범위는, 0.025～0.7×[Co], 보다 바람직하게는 0.040～0.6×[Co], 최적으로는, 0.050～0.5×[Co])
[Ni]의 0.9의 계수와, [Fe]의 0.8의 계수는, Co와 P의 결합 비율을 1로 했을 경우의, Ni와 Fe가 P와 결합하는 비율을 나타낸 것이다. 또한, Co, Fe, Ni와 P 등의 배합비가 관계식의 범위로부터 벗어나면, 석출물이 감소되어, 석출물의 미세화, 균일 분산이 저해되어, 석출에 관여하지 않는 Co, Fe, Ni 또는 P 등이 매트릭스에 과분하게 고용되어, 열전도성·전기전도성이 나빠지는 것과 동시에 목표로 하는 높은 내력을 얻을 수 없다. 본 발명에서 공업적으로 행할 수 있는 Co, Ni, Fe와 P의 배합 및 석출 열처리 조건으로 석출 열처리하면, ([Co]+0.9×[Ni]+0.8×[Fe]) 중 Co의 대략 0.005mass%, P의 대략 0.006mass%는, 석출물의 형성에 관여하지 않고, 매트릭스에 고용상태로 존재한다. 따라서, ([Co]+0.9×[Ni]+0.8×[Fe])와 P의 질량 농도로부터, 각각 0.005mass%, 0.006mass%를 빼, Co 등과 P의 질량비를 결정할 필요가 있다. 그리고, 그 Co 등과 P의 석출물은, 대략 Co: P의 질량 농도비가 4.3:1에서 3.5:1이 된다, 예를 들면 Co2P, Co2 . aP, 또는 Co1 . bP를 중심으로, Co의 일부가 Ni, Fe로 치환된 CoxNiyFeZPA, CoxNiyPz, CoxFeyPz 등이 형성될 필요가 있다. Co2P, 또는 Co2 . xPy를 기본으로 하는 미세 석출물이 형성되지 않으면, 본건의 주제인 높은 내력, 높은 열전도성·전기전도성, 나아가서는 하드 솔더링 후의 높은 내력이나 크리프 특성을 얻을 수 없다.
Fe, Ni의 단독 첨가는, 열전도성·전기전도성을 저하시켜, 열간단조시의 변형 저항이 높아진다. 또, Ni는 Co, P와의 공첨가하에서 Co의 대체 기능을 가지는 것 외에 Ni에 의한 열전도성·전기전도성의 저하량이 작다.
Fe, Ni는, 수식([Co]+0.9×[Ni]+0.8×[Fe]-0.005)/([P]-0.006)의 값이 3.1～4.9의 중심치로부터 벗어나도, 도전성의 저하를 최소한으로 그치게 하는 기능을 가진다. 그러나, Ni를 0.15mass% 이상 및, 수식(2×[Ni]+3×[Fe])의 값이 0.8×[Co]를 넘도록 과잉으로 첨가하면, 석출물의 조성이 서서히 변화되어, 강도 향상 및 내열성의 향상에 기여하지 않을 뿐만 아니라, 열간단조시의 열간 변형 저항이 증대되어, 열전도성·전기전도성이 저하된다.
Fe는, Co와 P와의 공첨가하, 미량의 첨가로 강도를 향상시키고, 또, 동적 재결정을 늦추어 미재결정 조직을 증대시킨다. 단, Fe의 함유량이 0.10mass%를 넘거나 수식(2×[Ni]+3×[Fe])의 값이 [Co]를 넘도록 Fe를 과잉으로 첨가하면, 석출물의 조성이 서서히 변화되어, 강도 향상 및 내열성이 향상되지 않을 뿐만 아니라, 열간 변형 저항이 증대되어, 열전도성·전기전도성이 저하된다.
다음으로, 금속조직에 대해 설명한다.
열간단조품은, 일반적으로 복잡한 형상을 가지고, 각 부위에 따라 다양한 가공율로 열간 가공되고 있다. 또, 열간단조되는 단조재의 가열 조건 및, 열간단조의 횟수, 열간단조 온도 등의 제조건에 따라 다르지만, 열간단조로 얻을 수 있는 금속조직은, 열간단조품의 각 부위에 따라 다른 것이다. 본원의 고내력, 고열전도성, 고전기전도성을 가지는 열간단조품을 얻기 위해서는, 평균결정입경이 0.050mm부터 0.50mm인 재결정립군이 차지하는 비율과, 미재결정립이 차지하는 비율의 합계로 80% 이상이 필요하다. 본 발명 합금은, 열간단조 중에 있어서, 재결정핵의 생성을 억제하는 성질을 가지지만, 열간단조 온도가 높고, 열간 가공율이 낮은 경우는, 열간단조품의 금속조직은 재결정한다. 그런데 재결정립의 평균결정입경이 0.050mm 이하인 재결정립군이 차지하는 비율이 20% 이상이면, 다음 석출 열처리시에 생성되는 Co, P의 석출물의 평균입경이 커져, 석출이 약간 불충분하여, 전체적으로 고내력을 얻을 수 없다. 또, 전기, 열의 전도성도 나빠진다. 재결정립의 평균결정입경이, 0.050mm 이상이면, 석출 열처리시에 생성되는 Co, P의 석출물의 평균입경이 작아져, 전체적으로 고내력을 얻을 수 있다. 그리고, 평균결정입경이 0.050mm 이상이면, Co, P와의 석출 강화에 더해 Co, P, Sn 등의 구성 원소의 확산을 늦추므로, 매트릭스의 내열성을 높일 수 있어, 본원의 사용 환경인 100～200℃에 있어서의 내력과 크리프 특성을 높일 수 있다. 또, 평균결정입경이 0.050mm 이상이면, 약 800℃의 하드 솔더링시에 있어서, Co, P의 재고용을 늦추어, Co, P의 미세한 석출물을 잔류시킬 수 있으므로, 하드 솔더링 후에도 보다 높은 내력을 얻을 수 있다. 또, 열간단조 후에 더욱 냉간 가공을 실시하고 있는 경우는, 그 가공 변형이 잔존하므로, 보다 높은 내력을 얻을 수 있다. 또한, 평균결정입경이 0.050mm부터 0.50mm인 재결정립군으로서, 그들의 평균결정입경은, 0.070mm 이상이 바람직하고, 0.080mm 이상인 것이 가장 바람직하다. 한편, 평균결정입경이, 0.50mm를 넘으면, 연성에 문제가 생긴다. 보다 바람직하게는, 0.30mm 이하이며, 최적으로는 0.20mm 이하이다.
열간단조품의 금속조직이 미재결정 상태이면, 열간단조 전의 가열시에 생긴 평균결정입경이 0.1mm 이상인 결정립 내에 변형을 축적시킬 수 있으므로, 석출 열처리 후의 미세한 석출 입자의 존재와 합쳐져, 보다 높은 내력을 얻을 수 있다. 그리고 사용 환경인 100～200℃에 있어서의 내력과 크리프 특성을 높일 수 있다. 미재결정립 내에 석출되는 석출 입자가, 0.050mm 이상의 평균결정입경을 가지는 재결정립군의 석출물보다 약간 커지므로, 석출물에 의한 내력으로의 기여가 적어지지만, 열간단조시의 변형이 증가하므로, 변형에 의한 내력으로의 기여가 많아진다. 열간단조의 가공율이 높은 경우, 또는, 단조 직전의 온도가 낮은 경우, 미재결정립을 가지는 발명 합금의 내력은, 약간 높아지지만, 토탈적으로, 평균결정입경이 0.050mm 이상의 재결정립군과 미재결정립과의 사이에 내력, 열전도성, 전기전도성에 큰 차는 없기 때문에, 이들이 차지하는 비율이 합계 80% 이상 존재하면, 고내력, 고열전도성, 고전기전도성을 가지는 열간단조품이 된다. 물론, 사용 환경인 100～200℃에 있어서 높은 내력과 크리프 특성을 가질 수 있다. 또한, 열간단조로 생성되는 미재결정 조직은, 냉간단조나 냉간 가공으로 생기는 가공 조직과 형상은 유사하지만, 냉간 가공된 것에 비해 전위 밀도가 낮으므로, 연성이 풍부하다.
다음의 어느 경우의 조건이 갖춰지면, 열간단조품의 평균결정입경이 0.050mm부터 0.50mm인 재결정립군이 차지하는 비율이 60% 이상이 되어, 고내력, 고열전도성, 고전기전도성을 가지는 열간단조품을 얻을 수 있다.
1. 열간단조품 중에서도, 가공율이 전체적으로 낮은 경우
2. 열간단조 전의 단조재의 결정립이 조대화되어 있는 경우
3. 열간단조품이 크기 때문에, 정적 재결정이 일어나기 쉽고, 결정 성장이 쉬운 경우
4. 열간단조 온도가 높은 경우
열간단조품의 평균결정입경의 보다 바람직한 조건으로서, 평균결정입경이 0.080mm부터 0.30mm인 재결정립군이 차지하는 비율이, 60% 이상, 또는, 평균결정입경이 0.050mm부터 0.50mm인 재결정립군이 차지하는 비율이, 80% 이상, 최적으로는, 평균결정입경이 0.080mm부터 0.20mm인 재결정립군이 차지하는 비율이, 80% 이상이다. 이들 금속조직 상태로 하는 것에 의해, 즉, 일반적인 동합금의 평균결정입경보다 크게 하는 것에 의해, 석출 열처리시에 생성되는 Co, P의 석출물의 평균입경이 작아져, 고내력을 얻을 수 있으며, 하드 솔더링을 행해도 석출 입자의 재고용을 방지하고, 나아가서는 단조품에 냉간 가공을 실시하면, 그 가공 변형을 보다 많이 결정립 내에 축적할 수 있으므로, 보다 높은 내력을 가질 수 있다. 결정립이 크면, 원자의 확산을 늦추는 작용을 가지므로, 사용 환경인 100～200℃에서의 내력과 크리프 특성을 높일 수 있다. 또한, 평균결정입경이, 0.50mm를 넘으면, 연성에 문제가 생긴다. 평균결정입경은, 보다 바람직하게는 0.30mm 이하이며, 최적으로는 0.20mm 이하이다.
또한, 열간단조 후, 석출 열처리 전에 평균결정입경이 0.050mm부터 0.50mm인 재결정립군이 차지하는 비율이 60% 이상인 열간단조품은, 열간단조 후, 석출 열처리 전의 시점에서, 내력이 60～130N/mm2, 비커스 경도가 50～85이며, 또한 도전율이 33～49%IACS이다. 석출 열처리 전의 강도가 낮기 때문에, 용이하게 교정이나 목적으로 하는 형상으로 성형하기 쉽다. 또, 열간단조품의 형상에 따라서는 열간단조 후, 석출 열처리 전에 1～20%의 경냉간 가공을 실시하는 경우가 있다. 열간단조 후에 경냉간 가공을 실시하는 것에 의해, 열처리 후의 열간단조품의 내력은, 현저히 향상된다. 구체적으로는 5～15%의 냉간 가공으로 280～390N/mm2의 내력이 되어, 보다 적합한 히트 싱크 및, 엔드링용의 열간단조품이 된다. 나아가서는, 사용 환경인 100～200℃의 내력과 크리프 특성을 높일 수 있다. 구체적으로는, 200℃에서 100N/mm2의 응력을 부하하여, 1000시간의 크리프 시험을 행했을 때, 초기 변형을 제외한 전체 크리프 변형량이 0.15% 이하의 내크리프 변형이 뛰어난 열간단조품이 된다.
단조 전의 단조재의 결정입경이 커도, 다음 경우에 열간단조품의 금속조직은, 미재결정 상태가 된다.
1. 열간단조 가공율이 큰 경우
2. 박육으로 단조되는 개소 등에 있어서, 열간단조 중을 포함해 온도 저하가 급격하여, 동적·정적 재결정이 발생할 시간이 없는 경우
3. 열간단조 온도가 낮은 경우
열간단조 온도가 낮고, 열간단조품의 금속조직이 미재결정 상태에 있어도, 단조재가, 적어도 일단 925℃ 이상으로 가열되고 있으므로, 석출 열처리 후의 석출물이 미세하고, 합금은 강화됨과 동시에, 열간단조시에 미재결정 상태에 상당한 축적된 변형이 열처리 후에도 남아, 그것이 가산되므로, 고내력, 고열전도성, 고전기전도성을 얻을 수 있다. 또, 원래의 결정립이 미재결정 상태이므로, 하드 솔더링을 행해도 석출물의 소멸이 늦어, 사용 환경인 100～200℃에 있어서의 내력과 크리프 특성을 높일 수 있다. 미재결정립이 차지하는 비율이, 60% 이상이면, 고내력, 고열전도성, 고전기전도성을 가지는 열간단조품을 얻을 수 있다. 보다 바람직한 조건으로서는, 미재결정립이 차지하는 비율은, 80% 이상이다.
다음으로, 제조 공정에 대해 설명한다.
단조 전의 가열 온도는, 단조재를 925℃ 이상(바람직하게는 940℃ 이상)으로 가열할 필요가 있다. 925℃ 이상으로 가열하면, Sn의 함유의 효과도 있어 Co, P는 매트릭스에 고용되어, Co, P의 석출물에 의한 결정립 성장 억제 작용이 없어지므로, 평균결정입경이 0.10mm 이상의 조대한 금속조직이 된다. 일단, 금속조직이 조대화되는 925℃ 이상으로 단조재를 가열하면, 그 후에 단조재를 가열하기 위한 가열로 중에서 온도 저하가 있어도, 노로부터 단조하기까지 단조재가 온도 저하되어도, 복수회 열간단조할 때에 열간단조품의 온도가 저하되어도, Co, P의 고용상태는 유지된다. 예를 들면, 도너츠형의 대형 엔드링을 만들 때에는, 단조재를 10회 이상 단조하여, 열간단조 개시부터 종료까지 5분에서 15분 걸리지만, 최종의 열간단조 온도가 적어도 700℃ 이상이면, Co, P의 대부분이 용체화 상태에 있다.
그리고, 조대화된 결정립은, 열간단조 중의 재결정핵의 생성을 늦추므로, 그 생성되는 평균결정입경을, 0.050mm 이상, 나아가서는 0.080mm 이상의 큰 것으로 하거나, 또는, 열간단조 가열시에 생긴 평균결정입경 0.1mm 이상의 결정립을 변형시킨 상태로 시키는, 즉 미재결정 상태로 한다. 그리고 열간단조품의 결정립이 크면, 약 800℃의 하드 솔더링시에 있어서, 석출 열처리에 의해 석출되어 있던 Co, P의 재고용을 늦춘다.
가열 온도가 925℃를 하회하고, 평균결정입경이 0.10mm 미만이면, 열간단조 중의 온도 저하와, 열간단조 시간의 경과와 함께, Co, P 등의 고용상태가 유지되지 않고, 강도에 그다지 기여하지 않는 조대한 석출물의 석출이 시작되어, 단조 후에 석출 열처리를 해도, 석출되는 여력이 적어지므로, 높은 내력을 얻을 수 없다. 또, 이 석출 열처리로 석출되는 입자도, 평균결정입경을 일단 0.1mm 이상으로 조대화시켰을 경우보다 커지므로, 높은 내력을 얻을 수 없고 높은 크리프 특성도 얻을 수 없다. 또, 전기·열의 전도성도 나쁘다.
단조재를 일단 925℃ 이상으로 가열하고, 850℃ 이하의 온도로 단조하면, 박육부에 있어서는, 냉각 속도가 빠른 것, 가열에 의해 단조재의 결정립이 조대화되어 있는 것, Co, P 등이 고용상태에 있는 것, Sn을 함유하고 있는 것에 의해, 금속조직은 미재결정 상태가 된다. 예를 들면, 단조재를 연속로에서 가열, 냉각할 때, 최고 도달 온도를 925℃ 이상으로 하고, 계속해서 700℃에서 850℃의 사이의 소정의 온도까지 낮춰, 의도적으로 로내에서 온도를 제어, 열간단조하는 것에 의해, 목적으로 하는 미재결정 조직을 안정적으로 얻을 수 있다. 미재결정 상태에 의한 축적된 변형과 석출 열처리 후의 미세 석출물의 석출의 양방의 효과에 의해, 합금은 강화된다. 또한, 925℃부터 상기의 소정의 온도까지의 평균 냉각 속도가, 3℃/분 이상, 바람직하게는 5℃/분 이상이면, 합금 중의 Co, P의 고용상태는 대략 유지된다. 또, 열간단조시의 온도가 800℃ 전후로부터, 단조재의 결정립이 조대화되어 있는 것, Co, P 등이 고용상태에 있는 것, Sn을 함유하고 있는 것에 의해, 열간 가공율이 낮은 후육부에서도 금속조직은 일부에서 미재결정 상태가 된다. 단, 합금 중의 Co 및 P가 아무리 고용상태에 있기 때문이라고 해도, 열간단조 온도의 저하와 함께, 열간 변형 저항이 높아지므로, 단조기의 파워, 성형성과의 관계를 감안하여, 단조 온도를 결정하면 된다. 본 발명 합금은, 단조 온도가 낮아져도, 상기와 같이, 최고 도달 온도로부터 소정의 낮은 온도에 이를 때까지 시간이 경과해도, Co, P가 고용상태에 있으므로, 다른 석출형 동합금에 비해, 훨씬 열간 변형 저항이 낮고, 변형능이 뛰어나다.
일단, 단시간이라도 925℃ 이상으로 가열하고, 단조 전의 단조재의 결정립을 성장시켜, 평균결정입경을 0.10mm부터 5.0mm로 한다. 결정립도를 0.10mm 이상으로 하는 것에 의해, Co, P 등의 대부분을 고용상태로 할 수 있다.
그리고, 고온으로 소재의 결정립을 조대화시켜 두면, 단조 온도를 의도적으로 낮게 해도(단조 직전의 온도가 700℃ 이상), 복수회 열간단조하여 온도 저하나, 시간이 걸려도 Co, P 등을 고용상태로 유지할 수 있다. 조대화한 결정립은, 850℃ 이하의 온도로 열간단조하면 금속조직을 미재결정 상태로 할 수 있고, 미재결정 상태이면, 열간단조품에 변형을 축적시킬 수 있다. 석출 열처리시에 있어서, Co, P의 석출물이, 미세하게 석출되고, 또한, 열간단조시에 축적된 변형이 더욱 가산되므로, 석출 열처리 후의 내력을 보다 높은 것으로 할 수 있다. 또, 사용 환경인 100～200℃의 내력과 크리프 특성을 높일 수 있다. 미재결정립으로 하기 위한 단조 온도는, 보다 바람직하게는 830℃ 이하이며, 하한은 변형 저항이 높아지므로 바람직하게는, 720℃ 이상, 보다 바람직하게는 750℃ 이상으로 단조하여, 400℃까지의 온도역을 12℃/초의 냉각 속도로 냉각하고, 그 후 석출 열처리를 행하면 내력이 높고, 열전도성·전기전도성이 뛰어난 것으로 할 수 있다.
Co, P 등이 고용상태에 있는지 여부, 단조품에 석출 여력이 있는지 여부는, 열간단조 후, 석출 열처리 전의 단조품의 도전율로 판별할 수 있다. 석출에 의한 합금의 강화는, 석출물의 입경의 크기와 함께, 석출 여력이 있는지 여부가 또 하나의 큰 포인트이다. 본원의 합금 조성을 만족하고 있으면, 열간단조 후, 열처리 전의 도전율: %IACS의 값이, (45-25[P]-20[Co]-10[Fe]-5[Sn]-3[Mg]-2[Ni])의 식으로 나타나는 값 이상이며, (55-25[P]-20[Co]-10[Fe]-5[Sn]-3[Mg]-2[Ni])의 식으로 나타나는 값 이하인 것이 바람직하다. 하한은, 공업적으로 열간단조에 Co, P 등이 고용상태에 있는 이상의 수치이며, 상한측은, 본원을 달성하는데 있어서 단조품에 석출 여력이 남아 있는 한계의 수치이다. 상한측은, (52-25[P]-20[Co]-10[Fe]-5[Sn]-3[Mg]-2[Ni])인 것이 바람직하다. Co, P 등의 함유량에 따라 다르지만, 단조 후의 도전율은, 33～49%IACS 이며, 열처리 후의 도전율이 75%IACS 이상이므로, 차이가 클수록, 석출량이 큰 것을 나타내고 있다. 석출량의 관점으로부터, 석출 열처리 전후에서의 도전율의 차가, 32%IACS가 필요하고, 바람직하게는, 36%IACS 이상이며, 최적으로는, 40%IACS 이상이다.
소정의 온도에 이르지 않는, 예를 들면 900℃의 가열인 경우, Co, P 등의 고용은 대부분 종료되어 있으므로, 가열 후에 즉시 열간단조하고, 그리고 즉시 수냉하여, 석출 열처리를 행하면, 목표로 하는 가까운 내력까지 도달할 수 있다. 그러나, 가열 후에 열간단조까지의 시간이 걸리는 경우 및, 수 회의 열간단조를 실시하여, 단조품의 온도가 750℃ 근처까지 저하되는 경우 및, 열간단조 후에 냉각까지의 시간을 필요로 하는 경우에는, 가열 온도가 925℃보다 낮으면 Co, P는, 고용상태를 유지할 수 없어 큰 석출 입자가 석출된다. 석출 열처리를 실시해도, 석출되는 석출 입자는, 단조재를 열간단조 전에 925℃ 이상으로 가열한 경우보다 크다. 결과적으로, 평균 석출 입자경은, 큰 것으로 되어, 4nm를 초과하고, 또는 0.7～7nm의 크기의 석출물이 90% 미만이 되어, 필요로 하는 내력까지 도달하지 못한다. 금속조직적으로, 단조재의 가열이 925℃보다 낮으면 결정립은 커지지 않고, 열간단조 후의 금속조직은, 재결정립이어도 평균결정입경이 0.05mm 이하인 비율이 많다. 또 미재결정립이어도, 원래의 단조재의 결정립이 작다. 이들에 의해, 석출 입자의 입경이 커져, 내력이 낮아지고, 또, 100～200℃에서의 크리프 특성도 나빠져, 브레이징 후에 있어서도, 내력은 낮고, 크리프 특성도 나빠진다.
고온 가열 후에, 즉시 열간단조할 필요도 없고, 또 단조를 복수 회 행해도 된다. 그러나, Co, P의 고용상태를 유지하기 위해서는, 마지막 단조는, 적어도 단조 온도를 700℃ 이상에서 실시하여, 성형성이나 단조 중의 냉각을 감안하여, 바람직하게는 730℃ 이상으로 할 필요가 있다.
다음으로, 열간단조 후의 냉각에 대해 설명한다.
700℃ 이상의 온도로 열간단조 후, 400℃이하에 12℃이상, 바람직하게는 20℃/초 이상의 냉각 속도로 급냉하거나, 또는 열간단조 후, 650℃에서 550℃의 온도 영역을 12℃/초 이상, 바람직하게는 20℃/초 이상의 냉각 속도로 통과하는 것이, 냉각시의 절대 조건이 된다.
일반적으로는 수냉이 바람직하지만, 석출이 개시하는 온도의 650℃에서 550℃의 영역을 빠르게 통과시키는 것이 필요하다. 이 온도역을, 천천히 통과하면, 강도에 기여하지 않는 조대한 석출물이 석출되고, 후의 석출 열처리로 열처리해도 석출되는 입자는 크고, 평균 석출 입자경은, 4nm를 넘는다, 또는 0.7～7nm의 크기의 석출물이 90% 미만이 되므로, 내력은 필요한 수치에까지 도달하지 못한다.
다음으로, 석출 열처리에 대해 설명한다.
열간단조 후의 냉각 후에, 고용된 Co, P를 석출시키기 위해 석출 열처리를 행한다. 열처리 후의 강도는 석출 입자경에 의존한다. 석출 입자의 입경이 작은 것이 동합금 열간단조품의 강도는 높아진다.
석출 열처리의 조건은, 열처리 온도를 T℃, 유지시간을 t시간으로 하면, 520≤T+20×t1 /2≤615의 관계를 충족시키도록 한다. 단, 상기의 관계식에 있어서 T℃는 450～600℃이며, t시간은 0.2～10시간이다.
석출 열처리의 보다 바람직한 범위는, 530≤T+20×t1 /2≤590이며, T℃는 470～570℃이며, t시간은 0.3～8시간이다. 소정의 석출 열처리 후의 온도부터, 400℃까지의 온도역을, 3℃/분 이하의 냉각 속도로 냉각하면, 전기·열전도성이 향상된다. 예를 들면, 50℃/분으로 냉각하기보다, 1℃/분으로 냉각하는 편이, 도전율이 약 2%IACS 향상된다. 또한, 0.3℃/분의 냉각 속도로 대략 이 효과는 포화된다. 또, 전기·열전도성과 인장 강도, 내력과의 관계에 있어서, 강도 중시의 경우, 525≤T+20×t1 /2≤570이 바람직하고, 전기·열전도성을 중시하는 경우, 560≤T+20×t1/2≤605가 바람직하다. 필요한 특성에 따라, 열처리 조건을 적절히 설정할 수 있다.
석출 열처리의 기본은, 상기와 같은 냉각 후의 재가열이지만, 열간단조 후의 냉각 과정에서, 650℃에서 550℃까지의 온도역을 통과시킨 후에, 540～400℃의 영역을 2℃/분 이하의 냉각 속도로 냉각하거나, 혹은 그 온도역으로 유지해도 된다. Co, P의 석출물이 미세하게 석출된다. 이 경우, 540～400℃의 영역에서의 냉각 시간 혹은 유지시간은, 10분부터 200분에서 충분히 효과가 있어, 석출을 겸한 냉각을 행할 수 있다. 단조재는, 열간단조시에, 금속조직 상태가 부위에 따라, 재결정립인지 미재결정립인지 및, 평균결정입경이나, 가공 변형의 잔류 등에 차이가 있어, 불균일한 상태로 되어 있다. 그러나, 이 열처리에 의해, 석출 처리를 실시함과 함께 잔류 응력을 없애므로, 금속조직을 균일한 상태로 할 수 있다.
열간단조 후의 냉각과, 석출 열처리와의 사이에 냉간 가공을 행해도 된다. 열간단조 후, 냉간에서의 교정은 물론, 냉간 가공, 예를 들면 더욱 냉간으로 단조하면, 열전도성·전기전도성을 저해하지 않고 내력이나 크리프 특성이 향상된다. 또, 열간단조품의 평균결정입경이, 후육부에 있어서 0.05mm 이상, 바람직하게는 0.08mm 이상, 혹은, 미재결정부의 원래의 평균 결정입경경이 0.1mm로 조대화하고 있으므로, 하드 솔더링의 조건이 800℃의 고온이어도 단시간이면, Co, P의 재고용을 늦출 수 있다. 또, 냉간 가공을 실시하고 있는 경우에는 가공 변형의 회복을 늦추므로 하드 솔더링 후의 내력이나 크리프 특성이 높아진다.
또한, 열간단조품을 800～850℃의 하드 솔더링 후에 공냉하면, 열전도성·전기전도성이 나빠진다. 그것은, 800℃의 고온이어도 단시간이면, Co, P의 재고용이 늦지만, Co, P가 고용되어 있기 때문이며, Co, P의 재석출 처리를 행할 필요가 있다. 하드 솔더링 후의 냉각 과정에서, 500～650℃의 온도로, 5～100분 유지, 생산성을 감안하면, 550～650℃의 온도로 5～50분 유지, 또는 550～650℃의 온도역을 5～50분 동안 냉각해도 된다. 또는, 하드 솔더링 후, 일단 공냉하여, 500～650℃의 온도로, 5～100분 유지, 생산성을 감안하면, 550～650℃의 온도로 5～50분 유지하면, 용이하게, 다시, 높은 열전도성·전기전도성을 가질 수 있다. 이 하드 솔더링 후의 열처리는, 주로, 열전도성·전기전도성을 향상시키는 목적이며, 내력, 열전도성·전기전도성을 향상시키는 열간단조 후의 석출 열처리와는 달리, 구별된다.
(실시예)
상기 서술한 제1 발명 합금, 제2 발명 합금, 제3 발명 합금 및 비교용의 조성의 동합금을 이용하여, 고성능 열간단조품을 작성했다. 도 2는, 열간단조품을 작성한 합금의 조성을 나타낸다. 또, 비교용으로서 순동의 C1220와 C1020도 사용했다.
시험 1로서, 다음과 같이 하여 동합금 열간단조품을 제조했다.
최초로 실조업의 전기로에 의해 원재료를 용해하고, 조성을 조정하여, 외경 240mm, 길이 700mm의 빌릿을 제조했다. 빌릿을 870℃에서 2분간 가열하고, 간접 압출기로 외경 36.5mm의 봉을 압출했다. 간접 압출기의 압출 능력은 2750톤이었다. 열간 압출재의 평균결정입경은, 모두 0.030mm에서 0.045mm였다.
열간 압출재를 단조재로서, 단조 전의 가열 온도, 단조 온도, 단조 종료 온도, 단조 종료 후의 냉각 속도, 석출 열처리 조건을 변경한 복수의 공정에 의해 동합금 열간단조품을 제조했다. 도 3에 각 공정의 제조 조건을 나타낸다.
공정 A, A-1, A-2, C, E, F, G, H, H-1은, 상기 서술한 제1 제조 방법에 적합한 공정이다.
공정 D, I, J는, 제1 제조 방법의 비교예의 공정이다.
공정 B는, 상기 서술한 제2 제조 방법에 적합한 공정이며, 열간단조 후에, 500℃의 염욕에 침지하여, 30분간 유지했다.
공정 S는, 순동의 C1220와 C1020에 적합한 공정이다.
단조 형상은, φ6.5mm, L=152mm의 열간 압출재를 가로로 두고, 20mm의 후육부와 6mm의 박육부를 포함한 평판에 열간단조하고, 각각 복수 개 단조하여, 석출 열처리를 했다. 도 4에, 열간단조한 평판의 형상을 나타낸다. 평판의 길이 방향이, 열간 압출재의 압출 방향에 대응하고 있다. 열간단조 전의 가열 후에, 수냉하여 단면의 금속조직을 관찰했다.
단조품의 하나는, 그대로 암슬러 만능 시험기로 인장 시험하여, 내력을 구했다.
단조품의 하나는, 후육부를 X부(2개소)로 하고, 박육부를 Y부로 하여, 후육과 박육의 경계부를 Z부로서 잘라내고, X, Y부를 암슬러 만능 시험기로 인장 시험해, 내력, 신장, 인장 강도를 측정했다.
단조품의 2개는, 임의의 개소를 절단하여, 1개의 단조품의 X, Y, Z부의 각각의 10개소씩, 금속조직을 관찰해, 재결정의 유무, 재결정립의 평균결정입경을 구했다. 동시에, X, Y부의 열전도율, 전기전도율을 측정했다. 단조품의 열전도율, 전기전도율은, X, Y부의 평균치를 채용했다.
단조품으로부터 X부를 1개 잘라내고, 200℃에서 50N/mm2의 응력을 가하고, 1000시간의 크리프 시험하여, 초기의 변형을 제외한 전체 크리프 변형량을 측정했다.
또, 단조품으로부터 X부를 2개 잘라내고, 브레이징 상당 시험, 즉, 실제의 Ag 브레이징 조건에 상당한 825℃의 염욕 중에서 300초간 가열, 공냉 후, 다시 590℃의 염욕에서, 30분간 침지의 열처리를 실시하여 공냉했다(이하, 이 시험을 브레이징 상당 시험이라고 한다). 또한, 본 시료를 825℃의 염욕에 침지했는데, 침지 후, 85초부터 105초 사이에, 800℃에 이르렀다. 따라서, 적어도, 800℃～825℃에서 180초 이상 고온으로 가열된 것을 의미한다. 브레이징 상당 시험편을 가공하여, 200℃에서 50N/mm2의 응력을 가하고, 1000시간의 크리프 시험하여, 초기의 변형을 제외한, 전체 크리프 변형량을 측정했다.
시험 2로서, 직경 240mm, 길이 80mm의 주괴편을 950℃로 가열하고, 열간단조를 반복하여, 외경 약 300mm, 내경 약 90mm, 높이 약 50mm의 열간단조편을 얻었다. 단조 종료 온도 650℃로, 단조 후에 공냉했다.
이 열간단조편을 단조재로 하여, 제조 조건을 변경한 복수의 공정에 의해 열간단조품을 제조했다. 단조재를 가스노에서 재가열하고, 열간단조에 의해, 외경 약 350mm, 내경 약 200mm, 높이 약 50mm의 링으로 했다. 단조 횟수는 약 20회이다. 일부는 더욱 냉간단조하여, 높이를 44mm로 했다. 이 가공은 냉간 가공율 12%에 상당한다. 제조 조건은, 단조 전의 가열 온도, 단조 온도, 단조 종료 온도, 단조 종료 후의 냉각 속도, 석출 열처리 조건을 변화시켰다. 도 5에, 각 공정의 제조 조건을 나타낸다.
공정 K, K-1, L, M은, 상기 서술한 제1 제조 방법에 적합한 공정이다.
공정 N, O, P, Q, R는, 제1 제조 방법의 비교예의 공정이다.
공정 T는, 순동의 C1220와 C1020에 적합한 공정이다.
석출 열처리 후에 시험 1의 단조 시험편의 X부와 대략 같은 크기인 단면 20mm×20mm, 길이 160mm의 시험편을 잘라내고, 단면의 금속조직 관찰, 열전도율·전기전도율의 측정, 브레이징 상당 시험, 크리프 시험을 행했다. 크리프 시험은, 냉간단조가 없는 경우는, 200℃에서 50N/mm2의 응력, 냉간단조를 행한 것은, 200℃ 에서 100N/mm2의 응력을 가하고, 1000시간의 크리프 시험하여, 초기의 변형을 제외한, 전체 크리프 변형량을 측정했다. 브레이징 상당 시험은, 냉간단조의 유무에 관계없이, 825℃의 염욕 중에서 300초간 가열했다. 공냉 후에 다시 590℃의 염욕에서, 30분간 침지하여, 주로 열·전기전도도 회복을 위한 석출 열처리를 실시하여, 그 후에 공냉했다. 또한, C1020, C1220를 이용한 시험에 대해서는, 이 석출 열처리를 실시하지 않았다. 이 브레이징 상당 시험편의 내력, 열전도율, 전기전도율을 측정했다. 또, 브레이징 상당 시험편을 가공하여, 200℃ 에서 50N/mm2의 응력을 가하고, 1000시간의 크리프 시험을 행하여, 초기의 변형을 제외한, 전체 크리프 변형량을 측정했다.
시험 1및 시험 2의 각 열간단조품의 평가를 하기의 시험으로 행했다.
인장 시험은, 다음과 같이 하여 행했다.
후육부(X부)와 시험 2의 링 단조품은, 시험편을 잘라, JIS Z 2201의 금속 재료 인장 시험편의 4호 시험편에 따라 시험했다. 단, 평행부의 직경을 10mm로 하여, 목표점 거리를 4×A1/2(A는 평행부의 단면적)로 했다. 시험 2의 링 단조품에 대해서는, 폭방향에 있어서는 중앙에서, 표면을 포함한, 20mm×20mm의 단면을 가지고, 길이 160mm로 자른 직육면체를 시험편으로 했다.
박육부(Y부)은, 시험편을 잘라, JIS Z 2201의 금속 재료 인장 시험편의 4호 시험편에 따라 시험했다. 단, 평행부의 직경을 5mm로 하여, 목표점 거리를 4×A1/2(A는 평행부의 단면적)로 했다.
재결정과 미재결정립의 식별 방법에 대해 설명한다.
재결정립은, 정6각형에 가까운 형상을 나타내고, 결정립에 외접원과 내접원을 그리면(결정립의 외접원의 직경)/(결정립의 내접원의 직경)의 비는, 대부분의 재결정립이, 2.0 미만이다. 따라서, (결정립의 외접원의 직경)/(결정립의 내접원의 직경)의 비가 2.0 이상인 결정립을 미재결정립으로 한다.
본 명세서에서 말하는 재결정립군과, 재결정립군의 평균결정입경의 측정 방법에 대해 설명한다. 재결정립의 평균결정입경은, JIS H 0501에 준거해 측정한다.
금속조직을, 배율을 75배로 하여, 50mm×70mm의 시야에서 관찰한다. 단, 결정입경이, 0.15～0.20mm를 경계로 하여 조대한 결정립인 경우는, 37.5배로 했다. 그리고, 그 관찰한 시야의 금속조직이 재결정립일 때는, 그 시야 내에 있는 모든 재결정립의 집합을 그 시야에 있어서의 재결정립군으로 한다. 그리고, 관찰한 시야의 재결정립의 평균결정입경이 amm이라고 하면, 그 시야에 있던 재결정립은, 재결정립의 평균결정입경이 amm인 재결정립군으로 한다. 그 관찰한 시야의 금속조직이 미재결정인 경우에는, 그 시야는 모두 미재결정립으로 한다.
이와 같이 하여, 관찰하는 금속 단면의 전체로부터, 균일하게 10시야를 관찰하여, 시야마다 재결정립이나 미재결정립인지를 판정한다. 그리고, 관찰한 시야가 재결정립이었을 경우에는, 평균결정입경을 측정한다. 이와 같이 하여, 10시야의 관찰 결과로부터, 그 단면 금속조직에 있어서, 재결정립의 평균결정입경이 소정의 범위에 들어가는 재결정립군이 차지하는 비율을 산출한다.
예를 들면, 10시야중, 1시야가 미재결정립으로, 9시야가 재결정립이며, 재결정립이었던 9시야중, 8시야의 평균결정입경이 0.050～0.50mm이며, 1시야의 평균결정입경이 0.01mm이었다고 한다. 이 경우는, 재결정립의 평균결정입경이 0.050～0.50mm인 재결정립군이 차지하는 비율이 80%이며, 미재결정립이 차지하는 비율이 10%라는 것이 된다.
또한, 관찰한 시야가, 미재결정과 재결정이 혼재하는 시야였을 경우는, 미재결정립과 재결정립(미세한 결정립을 포함한다)을 구분하고, 재결정부를 화상 처리 소프트 "WinROOF"에 따라 2치화하여, 그 면적율이 20% 미만인 경우는, 미재결정립의 시야로 판정하고, 또, 80% 이상인 경우는 재결정립의 시야로 판정하며, 그 이외는, 재결정부에도, 미재결정부에도 속하지 않는 것으로 했다. 또, 재결정과 미재결정의 판별이 어려운 경우, 200배의 EBSP(Electron Backscatter Diffraction Pattern, 전자선 후방 산란 회절 도형)에 의한 결정립 맵으로부터 가공 변형의 잔류의 정도에 따라 재결정역과 미재결정역을 구별하여, 그 영역의 면적율을 화상 해석(화상 처리 소프트 "WinROOF"로 2치화한다)에 의해 측정했다. EBSP를 이용하는 것에 의해, 본 발명에서의 가공에 의한 변형이 많이 잔류하고 있는지 여부를 확인할 수 있다.
석출 입자의 입경의 측정은, 다음과 같이 하여 행했다.
75만배의 TEM(투과전자현미경)의 투과 전자상을, 화상 처리 소프트 "WinROOF"에 의해 2치화해 석출물을 추출하고, 각 석출물의 면적의 평균치를 산출하여, 평균입자경을 측정했다. 측정 위치는, 시험편의 두께를 h로 하면, 양 표면으로부터 1h/4의 2점으로 하여, 그 평균치를 채택했다. 또, 각각의 석출물의 입경으로부터, 7nm 이하의 석출물의 개수의 비율을 측정했지만, 입경 0.7nm 미만의 것에 대해서는, 오차가 크다고 판단하여, 석출 입자로부터 제외했다(인식하지 않았다).
전기전도도의 측정은, 일본휄스터주식회사 제조의 도전율 측정 장치(SIGMATEST D2.068)을 이용하여, 측정했다. 전기전도도와 도전율은 동의어이다.
열전도도의 측정은, 레이저 플래시법에 의해, 20℃에서의 열전도율을 측정했다.
크리프 특성은, 다음의 크리프 시험에 의해 측정했다.
각종의 시험편을 잘라내고, JIS Z 2271의 금속 재료의 인장 시험 방법에 준해 행했다. 시험편은, 평행부의 직경을 8mm로 하여, 표점 거리를 40mm로 했다. 크리프 시험은, 단조품, 링 단조품(시험 2)에 대해서는, 50N/mm2의 응력을 가해 200℃, 1000시간에서의 전체 크리프 변형량, 및 초기 변형을 제외한 전체 크리프 변형량을 구했다. 냉간 가공(단조)을 더한 링 단조품에 대해서는, 100N/mm2의 응력을 가해 200℃, 1000시간에서의 전체 크리프 변형량, 및 초기 변형을 제외한 전체 크리프 변형량을 구했다. 그리고, 브레이징 상당 시험 후의 시험편에 대해서도, 50N/mm2의 응력을 가해 200℃, 1000시간에서의 전체 크리프 변형량, 및 초기 변형을 제외한 전체 크리프 변형량을 구했다.
시험 1의 결과를, 도 6 내지 도 13에, 시험 2의 결과를 도 14 내지 도 15에 나타내고, 몇 개의 시험에서의 금속조직의 사진을 도 16에 나타낸다.
또한, 시험 1의 결과의 표에서, 부위의 란의 X의 행에, 시험편의 X부의 결과를 나타내고, Y의 행에 시험편의 Y부의 결과를 나타냈다. 그리고, 부위의 란의 V의 행에 있어서는, 결정입경에 관한 항목에는, X, Y, Z부에서의 측정의 평균치를 기재하고, 석출물의 입경에 관한 항목과 열전도율, 도전율의 항목에는, X, Y부에서의 측정의 평균치를 기재하고, 인장 시험에 관한 항목에는 시료 전체를 인장한 결과를 기재했다. 또, 공정 A-O의 행에는, 공정 A에 있어서의 냉각 후의 기계적 성질을 기재했다.
시험의 결과, 다음의 것을 알 수 있었다.
1. 제1 발명 합금으로서, 재결정립의 평균결정입경이 0.050～0.50mm인 재결정립군이 차지하는 비율과, 미재결정립이 차지하는 비율과의 합계가 80% 이상인 동합금 열간단조품은, 강도, 내력, 열전도성, 전기전도성 등이 뛰어났다. 그 중에서도 재결정립의 평균결정입경이 0.080～0.30mm인 재결정립군이 차지하는 비율과, 미재결정립이 차지하는 비율과의 합계가 80% 이상인 동합금 열간단조품은, 내크리프성을 포함한 이들 제특성이 뛰어났다. 단조 후의 간단한 연속 열처리 공정을 넣은 공정 B, 2회의 단조 공정을 넣은 공정 G, 단조 온도가 다른 공정 E, F는 모두, 양호한 제특성을 나타냈다. 또, 용체화 처리 등의 비용이 드는 공정을 이용하지 않은 열간단조이므로, 저비용이 된다(합금 No.11의 공정 A, B, C, E, F, G, H 등 참조). 또, 열간단조 후의 냉각 속도가 빠른 것이, 강도, 내력, 열전도성, 전기전도성, 크리프 특성 등이 뛰어났다(공정 A, B, C 등 참조).
2. 제2 발명 합금으로서, 재결정립의 평균결정입경이 0.050～0.50mm인 재결정립군이 차지하는 비율과, 미재결정립이 차지하는 비율과의 합계가 80% 이상인 동합금 열간단조품은, 더욱 강도가 강해져 있다(합금 No.21의 공정 A, E, F, G, H 등 참조).
3. 제3 발명 합금으로서, 재결정립의 평균결정입경이 0.050～0.50mm인 재결정립군이 차지하는 비율과, 미재결정립이 차지하는 비율과의 합계가 80% 이상인 동합금 열간단조품은, 제1 발명 합금의 경우와 마찬가지로, 강도, 내력, 열전도성, 전기전도성 등이 뛰어났다(합금 No.31의 공정 A, B, E, F, G, H 등 참조).
4. 재결정립에 있어서의 석출물의 평균입경이 1.3～3.9nm, 또는 석출물의 90% 이상이 0.7～7nm이면, 고내력, 고열전도성, 고전기전도성을 가지고, 또 사용 환경인 100～200℃에 있어서 높은 크리프 특성을 가질 수 있다(합금 No.11의 공정 A, B, C, E, F, H 등 참조)
5. 재결정립의 평균결정입경이 0.050～0.50mm인 재결정립군이 차지하는 비율이 60% 이상, 혹은 미재결정립이 차지하는 비율이 60% 이상이면, 사용 환경인 100～200℃에 있어서 높은 크리프 특성을 가질 수 있다(합금 No.11의 공정 F, G 등 참조).
6. 825℃에서 300초간 가열되고, 냉각 후의 내력이, 125N/mm2 이상이며, 상기 냉각 후의 20℃에 있어서의 열전도율이 280W/m·K 이상, 또는 상기 냉각 후의 20℃에 있어서의 도전율이 70%IACS 이상이며, 상기 냉각 후의 내력을 L(N/mm2), 상기 냉각 후의 20℃에 있어서의 열전도율을 M(W/m·K), 상기 냉각 후의 20℃에 있어서의 도전율을 N(%IACS)로 했을 때, (L×M)의 값이 38000 이상, 또는, (L×N)의 값이, 9600 이상인 동합금 열간단조품을 얻을 수 있었다. 그리고, 열간단조 후에 가공율 12%의 냉간 가공을 실시하는 것에 의해, 또, 내력과 200℃에 있어서의 크리프 특성이 뛰어날 수 있다(합금 No.11의 공정 K, L, M 등 참조).
7. 열간단조 전의 가열 온도가 낮으면, 단조 전의 단조재의 평균결정입경은, 0.1mm 이상이 되지 않는다. 평균결정입경이, 0.1mm 이상이 되지 않으면, 열간단조품의 박육부에서는, 미재결정립이 되거나, 재결정해도, 평균결정입경이, 0.05mm 이상이 되지 않는다. 열간단조품의 후육부에 있어서도, 평균결정입경이 0.050mm 이상인 재결정립이 차지하는 비율이 적거나, 또한, 평균결정입경이 0.08mm보다 큰 결정립을 얻는 것은 어렵다. 공정 E와 공정 F는, 단조재의 가열 온도가 동일하여, 소재의 평균결정입경은 0.1mm 이상으로 되어 있다. 그러나, 단조 온도, 종료 온도가 다르기 때문에, 후육부에 있어서는, 양 공정 모두 대부분이 재결정하고 있지만, 결정입경 0.08mm 이상이 차지하는 비율에 차가 있기 때문에, 석출물의 입경이, 공정 F가 커져 있다. 그 결과, 공정 E가, 내력, 전기전도성, 열전도성이 약간 높다. 박육부에 있어서는, 공정 F는, 미재결정 상태가 되므로, 석출 입자경이, 공정 E에 비해 약간 크다. 시험 결과는, 공정 F가 미재결정 상태에 따라, 내력이 약간 높고, 열전도성·전기전도성은 약간 낮다. 공정 A와 함께 생각하면, 공정·설비의 제약, 단조품 형상, 내력과 열전도성·전기전도성 중 어느 것에 주목적을 두는지에 따라 적절히 열간단조의 온도를 변경하면 되는 것을 알 수 있다.
8. 열간단조 후에 행하는 석출 열처리 후, 400℃까지의 냉각 속도를 0.8℃/분으로 냉각하면, 강도, 내열 특성 등의 제특성은 거의 변함없이, 도전율이 약 2%IACS 향상된다. 열처리 후의 냉각을 늦게 하는 것에 의해, Co, P 등이 더욱 미세하게 석출되기 때문이라고 생각된다. 냉각 속도를 느리게 해도, 비교예 합금은, 강도·도전율 특성은 약간 향상하는 정도이다.(공정 A-1 참조)
525≤T+20×t1 /2≤570으로 석출 열처리를 행하면, 강도가 높아진다. 560≤T+20×t1 /2≤605로 열처리하면, 전기·열전도성이 높아진다. 온도 조건 등을 올리면, 석출 입자가, 약간 커지지만, 평균입자경이 3.9nm보다 작고, 석출물의 90% 이상이 0.7～7nm이므로, 강도 등의 저하를 근소한 것으로 하여, 보다 많은 Co, P를 석출할 수 있었기 때문에 전기·열전도성이 높아졌다고 생각된다. (공정 A-1, 공정 A-2 참조)
열간단조 후에 석출 열처리 전의 도전율: %IACS가, (45-25[P]-20[Co]-10[Fe]-5[Sn]-3[Mg]-2[Ni])로부터, (55-25[P]-20[Co]-10[Fe]-5[Sn]-3[Mg]-2[Ni])의 사이에 있으면, 석출 여력이 있으므로, 합금은 석출에 의해 강화된다. 특히, (52-25[P]-20[Co]-10[Fe]-5[Sn]-3[Mg]-2[Ni])보다 수치가 작거나, 또는, 석출 열처리 후의 도전율의 차가, 36%IACS 이상, 나아가서는, 40%IACS 이상이면, 더욱 강도, 내열 특성 등의 특성이 양호해진다.
9. 공정 I는, 공정 F와 마찬가지로, 미재결정 조직이 형성되지만, 미재결정 조직의 비율이 공정 F보다 적은 것과, 단조 후의 도전율이 높고, 석출 여력이 작기 ?문에, 강도가 낮고, 전기·열전도성이 나쁘다.
공정 E, F, G, H-1은, 공정 A에 비해, 단조 온도가 낮지만, 단조품의 도전율, 및 석출 입자경으로부터 Co, P의 고용상태가, 유지되고 있는 것을 확인할 수 있다.
공정 H-1은, 단조재의 결정립이 커지고 있는 것과, 단조 온도가 낮기 때문에, 단조품의 대부분의 부위에서 미재결정 상태가 된다. 또 단조 온도가 낮아도, Co, P의 고용상태가 유지되고 있어, 미재결정 조직과 석출에 의해 강도가 높아져 있다. 또, 미재결정 조직이어도, 연성의 저하가 적다. 단조품의 형상, 용도, 단조기의 파워에 따라, 적절히 단조 조건을 선택하면, 보다 특성이 뛰어난 것을 얻을 수 있다.
10. 열간단조 후의 금속조직의 영향에 대해 설명한다.
열간단조 전의 단조재의 가열의 단계에서 평균결정입경이 0.1mm 이상이 되어 있으면, 열간단조 후도, 후육부에서는 평균결정입경이 0.05mm 이상, 또 0.08mm 이상이 된다. 평균결정입경이 클수록, 후의 석출 열처리 후의 석출물의 입경이 작아져, 높은 내력을 얻을 수 있고, 또 높은 열전도성·전기전도성을 얻을 수 있다. 이것은, 단조 전의 단조재의 단계에서, 결정입경을 크게 하는 것에 의해, Co, P의 대부분이 고용되므로, 석출 열처리를 행하면, 석출되는 석출물이 작아지며, 또 대부분이 석출되므로, 열전도성·전기전도성이 높아진다. 또, 열간단조품의 평균결정입경이 크고, 미세한 석출물이 석출되고 있으므로, 내열성 및 강도가 높아진다. 그리고, 평균결정입경이 크기 때문에 구성 원소의 확산이 느려, 원자 레벨에서의 확산에 의존하는 크리프 변형을 일어나기 어렵게 하여, 고온으로 가열해도 석출물의 재고용을 늦춘다. 이것에 의해, 브레이징 상당의 열처리를 행해도, 높은 강도가 유지되어, 크리프 변형에도 견딜 수 있다.
11. 열간단조시에 높은 가공율이 가해진 부분은, 열간단조 온도가 낮아지면 미재결정 상태가 된다. 열간단조 전의 가열의 단계에서, 평균결정입경을 0.1mm 이상으로 하는 것에 의해, 석출 열처리 후의 석출물의 크기가 미세해져, 미재결정 상태에 의한 변형이 가해지므로, 높은 내력을 가지게 된다. 재결정립의 평균결정입경이 0.050～0.50mm인 재결정립군이 차지하는 비율과, 미재결정립이 차지하는 비율과의 합계가 80% 이상을 차지하면, 내력, 열전도성·전기전도성이 높아진다. 또, 평균결정입경이 0.05mm 이상의 재결정립만의 부분(주로 X부)과, 미재결정립만의 부분(주로 Y부)과, 이들 혼재하는 전체 부분과의 사이에 있어서의, 내력, 열전도성·전기전도성의 차는 작다.
12. 단조 전의 단조재의 단계에서, 0.1～5mm의 평균결정입경으로 해 두면, 열간단조의 개시 온도, 종료 온도에 관계없이(단, 종료 온도가 700℃ 이상), 단조로 생기는 금속조직은, 평균결정입경이 0.05mm 이상인 재결정립의 조직이나, 미재결정립의 조직 중 어느 것이 주체가 되므로, 양호한, 내력, 열전도성·전기전도성을 나타낸다.
13. 열간단조 후의 냉각 속도의 영향에 대해 설명한다. 열간단조 후에 있어서의 650℃에서 550℃로의 냉각 속도가 느리면, 석출 열처리 후의 내력, 열전도성·전기전도성이 저하된다. 이것은, 냉각시에 조대한 석출물이 석출되었기 때문이라고 생각된다. 또, 크리프 변형량도 많아진다.
14. 시험 2의 링 단조에 대해 설명한다. 열간단조 전의 단조재의 가열 온도가 낮으면, 열간단조 온도의 저하에 따라, Co, P의 고용상태가 무너져, 조대한 석출물이 많아지기 때문에, 석출 열처리 후의 내력이 낮고, 열전도성·전기전도성도 나쁘다. 열간단조 전의 단조재의 가열이 적정하더라도, 최종열간단조 온도가 낮으면 Co, P의 조대한 석출물이 많아지기 때문에, 석출 열처리 후의 내력이 낮고, 열전도성·전기전도성도 나쁘다.
15. 링열간단조품을, 825℃, 300초의 염욕에 침지하여, 열처리하면, 열간단조 후의 평균결정입경이 0.08mm 이상으로 커져 있으므로, 석출물의 입성장이 늦어져, 석출물이 다소 커진다, 또는, 석출물의 재고용이 느려진다. 그러나, 내력에 기여하는 미세한 석출물이 충분히 있으므로, 양호한, 내력, 열전도성·전기전도성을 나타낸다. 비교예에서는, 원래의 열간단조품의 평균결정입경이 작아서 석출물이 큰 데다, 더욱, 석출물이 조대화된다, 또는, 석출물의 재고용이 많아지므로, 내력, 열전도성·전기전도성이 나쁘다.
본 발명에 관한 링열간단조품은, 열간단조 후에, 12%의 냉간 가공을 가하면, 내력이 높아진다. 이것은, 열간단조품의 평균결정입경이 0.08mm 이상이므로, 825℃로 가열되어도, 냉간 가공에 의해 도입된 가공 변형이 잔류하기 때문이라고 생각된다. 또, 크리프 변형에 관해서는, 본 발명에 관한 열간단조품은, 비교예에 비해 강도가 높고, 평균결정입경이 크기 때문에 확산 속도가 느리기 때문에, 높은 내열성을 가지고, 크리프 변형량이 적다. 냉간단조를 더한 것은, 더욱, 내력이 높고, 가공 변형이 많이 잔류하고 있으므로, 크리프 변형량은 적다.
16. Fe, Ni의 함유량이 발명 합금의 조성 범위 외이면, 석출물의 구성이 바뀌어, 석출물이 커지기 때문에, 내력, 열전도성·전기전도성이 낮고, 크리프 특성도 낮다.
17. Sn의 함유량이 발명 합금의 조성 범위보다 많으면 열전도성·전기전도성 이 낮다. 또, 석출물이 약간 크기 때문에, Sn의 고용강화가 상쇄되어, 내력도 약간 낮다.
18. Co, P의 함유량이 발명 합금의 조성 범위보다 적으면 열전도성·전기전도성은 좋지만, 내력이 낮고, 크리프 특성도 나쁘다.
19. Co가 0.21～0.44mass%이며, P가 0.06～0.13mass%이어도, 3.1≤([Co]-0.005)/([P]-0.006)≤4.9의 관계식을 만족하지 않으면, 여분의 Co, P가 매트릭스에 고용되거나, 또는, 석출물의 구성이 바뀌어 석출물이 커지기 때문에, 내력, 열전도성·전기전도성이 낮고, 또, 크리프 특성도 나쁘다. 특히, 단조 횟수가 많은 시험 2의 열간단조품은, 열간단조 중에 석출물이 조대화되어, 열처리 후에도 석출물의 평균입경이 크기 때문에, 내력, 열전도성성·전기전도성, 크리프 특성이 낮다. 또, 825℃로 열처리하면, 단조품의 석출 입자가 크기 때문에, 내력이 낮아져, 내열성이 열화되므로, 크리프 특성도 낮다.
20. Sn의 함유량이 발명 합금의 조성 범위보다 적으면, 단시간에 모든 Co, P가 고용되지 않기 때문에, 조대한 석출물이 잔류한다. 또, 열간단조 중에 일부에서 석출물이 조대화되어, 전체적으로도 열처리 후의 석출물이 커지므로, 내력, 열전도성·전기전도성이 저하된다.
21. 공정 A-O로부터, 열간단조 후의 인장 강도, 내력이 낮고, 신장치가 높기 때문에, 석출 처리 전에, 냉간 교정이 용이하게 행해지고, 보다 정밀도 높은 니어 넷 셰이프까지 가공할 수 있는 것이 시사된다.
20. C1020, C1220는, 열간단조하면, 내력은 현저히 낮고, 내열성도 열화되므로 크리프 특성도 낮다.
또한, 본 발명은, 상기 실시형태의 구성에 한정되지 않고, 발명의 취지를 변경하지 않는 범위에서 각종 변형이 가능하다.
본 출원은, 일본 특허출원 2010-245994에 근거해 우선권 주장을 행한다. 그 출원의 내용의 전체가 참조에 의해, 이 출원에 원용된다.
[산업상의 이용 가능성]
본 발명에 관한 동합금 열간단조품은, 히트 싱크(하이브리드카, 전기 자동차, 컴퓨터의 냉각 등), 히트 스프레더, 모터의 로터바나 엔드링, 파워 릴레이, 파워 모듈 부재, 배터리 단자, 전기 부품(잠금구, 체결구, 전기 배선 기구, 전극, 릴레이, 접속 단자, 수 단자 각종 단자 등), 항공기·로켓 부재, 용접용 부재, 태양광 발전, 파워 모듈이나 핵융합 설비의 히트 싱크와 같은 용도에 최적이다.

Claims (12)

  1. 0.21～0.44mass%의 Co와, 0.06～0.13mass%의 P와, 0.003～0.08mass%의 Sn과, 0.00003～0.0030mass%의 O를 함유하고, 잔부가 Cu 및 불가피한 불순물로 이루어지는 합금 조성이며, Co의 함유량 [Co]mass%와 P의 함유량 [P]mass%와의 사이에,
    3.1≤([Co]-0.005)/([P]-0.006)≤4.9의 관계를 가지고,
    단면 금속조직에 있어서, 재결정립의 평균결정입경이 0.050～0.50mm인 재결정립군이 차지하는 비율과, 미재결정립이 차지하는 비율과의 합계가 80% 이상인 것을 특징으로 하는 동합금 열간단조품.
  2. 청구항 1에 있어서,
    0.001～0.3mass%의 Zn, 0.002～0.2mass%의 Mg, 0.001～0.3mass%의 Ag 중 어느 1종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 동합금 열간단조품.
  3. 청구항 1에 있어서,
    0.005～0.15mass%의 Ni, 0.003～0.10mass%의 Fe 중 어느 1종 이상을 더 함유하고,
    Co의 함유량 [Co]mass%와, Ni의 함유량 [Ni]mass%와, Fe의 함유량 [Fe]mass%와, P의 함유량 [P]mass%와의 사이에,
    3.1≤([Co]+0.9×[Ni]+0.8×[Fe]-0.005)/([P]-0.006)≤4.9, 및 0.010≤2×[Ni]+3×[Fe]≤0.75×[Co]의 관계를 가지는 것을 특징으로 하는 동합금 열간단조품.
  4. 청구항 2에 있어서,
    0.005～0.15mass%의 Ni, 0.003～0.10mass%의 Fe 중 어느 1종 이상을 더 함유하고,
    Co의 함유량 [Co]mass%와, Ni의 함유량 [Ni]mass%와, Fe의 함유량 [Fe]mass%와, P의 함유량 [P]mass%와의 사이에,
    3.1≤([Co]+0.9×[Ni]+0.8×[Fe]-0.005)/([P]-0.006)≤4.9, 및 0.010≤2×[Ni]+3×[Fe]≤0.75×[Co]의 관계를 가지는 것을 특징으로 하는 동합금 열간단조품.
  5. 청구항 1 내지 청구항 4 중 어느 한 항에 있어서,
    내력이, 230N/mm2 이상이며,
    20℃에 있어서의 열전도율이 300W/m·K 이상, 또는 20℃에 있어서의 도전율이 75%IACS 이상이며,
    상기 내력을 L(N/mm2), 상기 열전도율을 M(W/m·K), 상기 도전율을 N(%IACS)로 했을 때, (L×M)의 값이 77000 이상, 또는, (L×N)의 값이, 19000 이상인 것을 특징으로 하는 동합금 열간단조품.
  6. 청구항 1 내지 청구항 4 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 재결정립에 있어서의 석출물의 평균입경이 1.3～3.9nm, 또는 석출물의 90% 이상이 0.7～7nm인 것을 특징으로 하는 동합금 열간단조품.
  7. 청구항 1 내지 청구항 4 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 재결정립의 평균결정입경이 0.050～0.50mm인 상기 재결정립군이 차지하는 비율이 60% 이상, 혹은 상기 미재결정립이 차지하는 비율이 60% 이상인 것을 특징으로 하는 동합금 열간단조품.
  8. 청구항 1 내지 청구항 4 중 어느 한 항에 있어서,
    825℃에서 300초간 가열되고, 냉각 후의 내력이, 125N/mm2 이상이며,
    상기 냉각 후의 20℃에 있어서의 열전도율이 280W/m·K 이상, 또는 상기 냉각 후의 20℃에 있어서의 도전율이 70%IACS 이상이며,
    상기 냉각 후의 내력을 L(N/mm2), 상기 냉각 후의 20℃에 있어서의 열전도율을 M(W/m·K), 상기 냉각 후의 20℃에 있어서의 도전율을 N(%IACS)로 했을 때, (L×M)의 값이 38000 이상, 또는, (L×N)의 값이, 9600 이상인 것을 특징으로 하는 동합금 열간단조품.
  9. 청구항 1 내지 청구항 4 중 어느 한 항에 기재된 동합금 열간단조품의 제조 방법으로서,
    열간단조가 실시되는 단조재의 열간단조 전의 가열 온도가 925～1025℃이며, 상기 단조재의 상기 가열 종료시의 평균결정입경이 0.10～5.0mm인 것을 특징으로 하는 동합금 열간단조품의 제조 방법.
  10. 청구항 1 내지 청구항 4 중 어느 한 항에 기재된 동합금 열간단조품의 제조 방법으로서,
    열간단조가 실시되는 단조재의 적어도 1회의 열간단조를 700℃ 이상에서 실시하고,
    상기 열간단조 후에 상기 단조재를 12℃/초 이상의 냉각 속도로 400℃ 이하로 냉각, 또는 650℃에서 550℃까지의 온도 영역을 12℃/초 이상의 냉각 속도로 냉각하고,
    상기 냉각 후에 상기 단조재에 냉간 가공을 행한 후 또는 냉간 가공을 행하지 않고, 450～600℃의 열처리 온도에서 0.2～10시간의 유지시간이며, 상기 열처리 온도를 T℃, 상기 유지시간을 t시간으로 하면 520≤T+20×t1 /2≤615의 관계를 충족시키는 열처리를 행하는 것을 특징으로 하는 동합금 열간단조품의 제조 방법.
  11. 청구항 10에 기재된 동합금 열간단조품의 제조 방법으로 제조된 동합금 열간단조품으로서,
    상기 열간단조 후에 상기 열처리 전의 도전율을 X(%IACS)로 하면, X와, P의 함유량 [P]mass%와, Co의 함유량 [Co]mass%와, Fe의 함유량 [Fe]mass%와, Sn의 함유량 [Sn]mass%와, Mg의 함유량 [Mg]mass%와, Ni의 함유량 [Ni]mass%와의 사이에,
    (45-25[P]-20[Co]-10[Fe]-5[Sn]-3[Mg]-2[Ni])≤X≤(55-25[P]-20[Co]-10[Fe]-5[Sn]-3[Mg]-2[Ni])의 관계를 가지는 것을 특징으로 하는 동합금 열간단조품.
  12. 청구항 1 내지 청구항 4 중 어느 한 항에 기재된 동합금 열간단조품의 제조 방법으로서,
    열간단조가 실시되는 단조재의 적어도 1회의 열간단조를 700℃ 이상에서 실시하고,
    상기 열간단조 후에 상기 단조재를 650℃에서 550℃까지의 온도 영역을 12℃/초 이상의 냉각 속도로 냉각하고, 상기 냉각 후에 400～540℃의 온도 영역에서 10～200분 유지하는 것을 특징으로 하는 동합금 열간단조품의 제조 방법.
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