KR20130111349A

KR20130111349A - Cu-Zn-Sn-Ni-P 계 합금

Info

Publication number: KR20130111349A
Application number: KR1020130031439A
Authority: KR
Inventors: 나오후미 마에다
Original assignee: 제이엑스 닛코 닛세키 킨조쿠 가부시키가이샤
Priority date: 2012-03-30
Filing date: 2013-03-25
Publication date: 2013-10-10
Also published as: CN103361510A; TW201348469A; JP2013213236A; TWI510654B; JP6077755B2

Abstract

(과제) Cu 나 Ni 에 비해 원료비가 저렴한 Zn 을 3 질량％ 이상 함유함과 함께, 구리 스크랩에 혼입되는 Sn 의 함유를 허용하여, 저비용으로 강도, 굽힘성 및 내응력 완화 특성이 모두 우수한 Cu-Zn-Sn-Ni-P 계 합금을 제공한다.
(해결 수단) 질량％ 로, Sn : 0.2 ∼ 0.8 ％, Zn : 3 ∼ 18 ％, Ni : 0.3 ∼ 1.2 ％, P : 0.01 ∼ 0.12 ％ 함유하고, 잔부가 Cu 및 불가피 불순물로 이루어지고, 결정 입경이 1 ㎛ 이상 10 ㎛ 이하, (220) 면으로부터의 X 선 회절 강도를 I(220) 으로 하고, (311) 면으로부터의 X 선 회절 강도를 I(311) 로 하고, 또한, 순구리 분말 표준 시료의 (220), (311) 면으로부터의 X 선 회절 강도를 각각 I₀(220), I₀(311) 로 했을 때, I(220)/I₀(220) ≤ 3.0, 또한 I(311)/I₀(311) ≤ 0.5 를 만족하는 Cu-Zn-Sn-Ni-P 계 합금이다.

Description

Cu-Zn-Sn-Ni-P 계 합금{Cu-Zn-Sn-Ni-P BASED ALLOY}

본 발명은, 예를 들어 커넥터, 단자, 릴레이, 스위치 등의 도전성 스프링재에 바람직한 Cu-Zn-Sn-Ni-P 계 합금에 관한 것이다.

종래부터, 단자나 커넥터의 재료로서, 고용 강화형 합금인 황동이나 인청동이 사용되어 왔다. 그런데, 전자 기기의 경량화 및 소형화에 수반하여, 단자나 커넥터는 박육화, 소형화되고, 이것들에 사용되는 재료에는 고강도 및 고굽힘성이 요망되고 있다. 또한, 자동차의 엔진룸 부근 등의 고온 환경에서 사용되는 커넥터에서는, 응력 완화 현상에 의해 커넥터 접압이 저하되기 때문에, 내응력 완화성이 양호한 재료가 요구된다.

그러나, 황동이나 인청동은 강도, 내응력 완화 특성이 충분하지 않기 때문에, 최근에는 석출 강화형 합금이 널리 사용되고 있다. 특히, 석출 강화형 합금 중에서도 Cu-Ni-Si 합금은, 콜슨 합금으로 불리며, Ni₂Si 미세 화합물의 석출에 의해 고강도, 고굽힘성, 양호한 내응력 완화 특성을 가져, 최근의 민생용 및 차재용 커넥터에 사용되고 있다 (특허문헌 1 ∼ 8).

일본 공개특허공보 2009-185341호 일본 공개특허공보 2009-62610호 일본 공개특허공보 평11-293367호 일본 공개특허공보 2003-306732호 일본 공개특허공보 2005-163127호 일본 공개특허공보 평5-33087호 일본 공개특허공보 2007-84923호 일본 공개특허공보 2007-107087호

그러나, 석출 합금은, 용질 원소의 고용 및 시효 처리에 의한 석출에 의해 강화되기 때문에, 고용 합금과 비교하여 고온의 용체화 처리 및 장시간의 시효 처리가 필요해져, 제조 비용의 상승을 피할 수 없다. 또, 최근의 구리 가격이나 니켈 가격의 고등으로 인해, 이들을 저가의 원료로 대체할 수 있는 저비용 구리 합금의 개발이 요망되고 있다.

본 발명은 상기의 과제를 해결하기 위하여 이루어진 것으로서, Cu 나 Ni 에 비해 원료비가 저렴하고, 구리 스크랩에 혼입되는 경우가 있는 Zn 을 3 질량％ 이상 함유함과 함께, 구리 스크랩에 혼입되는 Sn 의 함유를 허용하여, 저비용으로 강도, 굽힘성 및 내응력 완화 특성이 모두 우수한 Cu-Zn-Sn-Ni-P 계 합금의 제공을 목적으로 한다.

상기의 목적을 달성하기 위하여, 본 발명의 Cu-Zn-Sn-Ni-P 계 합금은, 질량％ 로, Sn : 0.2 ∼ 0.8 ％, Zn : 3 ∼ 18 ％, Ni : 0.3 ∼ 1.2 ％, P : 0.01 ∼ 0.12 ％ 함유하고, 잔부가 Cu 및 불가피 불순물로 이루어지고, 결정 입경을 1 ㎛ 이상 10 ㎛ 이하, (220) 면으로부터의 X 선 회절 강도 I(220), (311) 면으로부터의 X 선 회절 강도 I(311) 을, 순구리 분말 표준 시료의 (220), (311) 면으로부터의 X 선 회절 강도를 각각 I₀(220), I₀(311) 로 했을 때, I(220)/I₀(220) ≤ 3.0, 또한 I(311)/I₀(311) ≤ 0.5 로 제어한다. 또, 상기 구리 합금은, JIS-Z 2241 에 준거한 인장 강도가 540 ㎫ 이상이고, 또한 압연 방향의 응력 완화율이 25 ％ 이하이다.

상기 구리 합금의 제조 방법은, 잉곳을 열간 압연 후에 제 1 냉간 압연, 350 ∼ 480 ℃ 의 재결정 어닐링, 최종 냉간 압연을 순서대로 실시하여 제조된다.

또한, Mg, Mn, Ti, Cr 및 Zr 의 군에서 선택되는 적어도 1 종 이상을 총량으로 0.02 ∼ 0.25 질량％ 함유해도 된다.

본 발명에 의하면, Cu 나 Ni 에 비해 원료비가 저렴하고, 구리 스크랩에 혼입되는 경우가 있는 Zn 을 3 질량％ 이상 함유함과 함께, 구리 스크랩에 혼입되는 Sn 의 함유를 허용하여, 저비용으로 강도, 굽힘성 및 내응력 완화 특성이 모두 우수한 Cu-Zn-Sn-Ni-P 계 합금을 얻을 수 있다.

이하, 본 발명의 실시형태에 관련된 Cu-Zn-Sn-Ni-P 계 합금에 대하여 설명한다. 또한, 본 발명에 있어서 ％ 란, 특별히 언급하지 않는 한 질량％ 를 나타내는 것으로 한다.

(조성)

[Sn 및 Zn]

합금 중의 Sn 의 농도를 0.2 ∼ 0.8 ％ 로 하고, Zn 의 농도를 3 ∼ 18 ％ 로 한다. Sn 및 Zn 은 합금의 강도 및 내열성을 향상시키고, 또한 Sn 은 내응력 완화 특성을 향상시키며, Zn 은 땜납 접합의 내열성을 향상시킨다. 또, Zn 을 3 질량％ 이상 함유시킴으로써, 인장 강도를 540 ㎫ 이상으로 향상시킬 수 있음과 함께, Zn 이 혼입되는 구리 스크랩을 합금 제조에 이용하여 제조 비용을 저감시킬 수 있다. 또한, 후술하는 바와 같이, Zn 을 3 질량％ 이상 함유시켜도, 재결정 온도를 저온 (480 ℃ 이하) 으로 하지 않으면, 결정 입경의 현저한 조대화가 일어나, 강도가 저하되어 540 ㎫ 이상의 인장 강도가 안정적으로 얻어지지 않는다.

Sn 및 Zn 의 함유량이 상기 범위 미만이면 상기 서술한 효과가 얻어지지 않고, 상기 범위를 초과하면 도전성이 저하된다. 또한, Sn 의 함유량이 상기 범위를 초과하면 열간 가공성이 저하되고, Zn 의 함유량이 상기 범위를 초과하면 굽힘 가공성이 저하된다.

[Ni 및 P]

합금 중의 Ni 의 농도를 0.3 ∼ 1.2 ％ 로 하고, P 의 농도를 0.01 ∼ 0.12 ％ 로 한다. Ni 및 P 를 함께 함유시키면, 재결정을 목적으로 하는 단시간의 열처리 중에서도, 합금 중에 Ni₃P 의 미세 석출물이 석출되기 때문에, 강도 및 내응력 완화 특성이 향상된다.

Ni 및 P 의 함유량이 상기 범위 미만이면, Ni₃P 의 석출이 충분하지 않아, 원하는 강도 및 응력 완화 개선 효과가 얻어지지 않는다. Ni 및 P 의 함유량이 상기 범위를 초과하면, 도전성이 현저하게 저하되는 것에 더하여, 굽힘 가공성 및 열간 가공성이 저하된다.

[기타 첨가 원소]

합금 중에, 강도를 개선할 목적으로, 추가로 Mg, Mn, Ti, Cr 및 Zr 의 군에서 선택되는 적어도 1 종 이상을 총량으로 0.02 ∼ 0.25 질량％ 함유해도 된다. 또한, Mg, Mn 은 내응력 완화 특성을 향상시키고, Cr, Mn 은 열간 가공성을 향상시킨다.

단, 이들 원소는 Zn 에 비하면 산화물의 생성 자유 에너지가 낮아, 이들 원소의 총량이 상기 범위를 초과하면, 잉곳 주조시의 대기 용해 중에 산화되어, 불필요한 원료 비용의 상승이나, 생성된 산화물을 주조시에 끌어들여 잉곳 품질의 저하를 초래한다.

[결정 입경]

합금의 결정 입경을 1 ㎛ 이상 10 ㎛ 이하로 한다. 결정 입경이 10 ㎛ 를 초과하면, W 굽힘시의 표면 주름이 커져, 가공성이 저하되는 것에 더하여, 입경의 조대화로 인해 강도가 저하되어 540 ㎫ 이상의 인장 강도가 안정적으로 얻어지지 않는다. 한편, 결정 입경이 1 ㎛ 미만인 경우, 내응력 완화 특성이 현저하게 열화된다.

또한, 결정 입경은, JIS-H 0501 의 절단법에 준하여 측정한다.

[X 선 회절 강도]

(220) 면으로부터의 X 선 회절 강도를 I(220) 으로 하고, (311) 면으로부터의 X 선 회절 강도를 I(311) 로 하고, 또한 순구리 분말 표준 시료의 (220), (311) 면으로부터의 X 선 회절 강도를 각각 I₀(220), I₀(311) 로 했을 때, I(220)/I₀(220) ≤ 3.0, 또한 I(311)/I₀(311) ≤ 0.5 를 만족한다.

I(220)/I₀(220) 이 3.0 을 초과하거나, 또는 I(311)/I₀(311) 이 0.5 를 초과하면, (220), (311) 면이 지나치게 발달하여 굽힘 가공성이 현저하게 열화된다.

[인장 강도 및 응력 완화율]

JIS-Z 2241 에 준거한 인장 강도가 540 ㎫ 이상, 합금의 응력 완화율이 25 ％ 이하인 것이 바람직하다. 응력 완화율 (내응력 완화 특성) 은, 닛폰 신도 협회 기술 표준 JCBAT309 : 2004 에 따라 측정한다.

본 발명의 Cu-Zn-Sn-Ni-P 계 합금은, 통상적으로 잉곳을 열간 압연 및 면삭 후, 제 1 냉간 압연과 재결정 어닐링을 실시하고, 최종 냉간 압연하여 제조할 수 있다. 최종 냉간 압연 후에 변형 제거 어닐링을 해도 된다.

또한, 본 발명은, 합금 중에 Ni 및 P 를 함유함으로써, 상기 서술한 바와 같이 재결정 어닐링 시간을 단시간으로 해도, Ni₃P 의 미세 석출물이 석출되어 생산 비용을 저감시키면서, 강도 및 내응력 완화 특성을 향상시킬 수 있다.

한편, 응력 완화율을 25 ％ 이하로 하기 위해서는, 응력 완화에 기여하는 적당한 크기의 Ni₃P 를 모상 (母相) 중에 석출물로서 분산시킬 필요가 있다. 열간 압연 후의 냉각을 서랭으로 한 경우, Ni₃P 의 석출은 진행되긴 하지만, Ni₃P 의 크기가 응력 완화에 기여하는 레벨의 석출물 크기와 비교하여 조대해진다. 이 때문에, 열간 압연 종료 후의 석출을 억제하고, 또한 Ni 및 P 를 모상 중에 충분히 고용시킴으로써, 이후의 소조 (素條) 어닐링 및 재결정 어닐링시에 Ni₃P 가 석출되도록 재료 중의 Ni 및 P 의 상태를 조정한다. Ni 및 P 를 고용시키기 위하여, 열간 압연의 종료 온도는 600 ℃ 이상이 바람직하고, 석출을 억제하기 위하여 수랭시키는 것이 바람직하다.

열간 압연 전에 잉곳을 어닐링로에서 온도 800 ∼ 980 ℃, 시간 2 ∼ 4 시간으로 유지하여 꺼낸 후, 곧바로 열간 압연을 실시한다. 압연 종료시의 온도가 600 ∼ 800 ℃ 가 되도록 패스 스케줄을 조정하고, 냉각을 수랭으로 하는 것이 바람직하다.

열간 압연 전의 유지 온도가 800 ℃ 미만이면, 압연 종료시에 동적 재결정이 일어나지 않아, 주조 조직에서 기인하는 조대 금속 조직이 이후의 공정까지 잔류하여, I(220)/I₀(220) 이 3.0 을 초과하거나, 또는 I(311)/I₀(311) 이 0.5 를 초과하는 경우가 있다. 열간 압연 전의 유지 온도가 980 ℃ 를 초과하면, 열간 압연시에 Sn-P 계의 액상이 생성되어, 압연 도중에 균열이 발생하는 경우가 있다.

열간 압연 전의 유지 시간이 2 시간 미만이면, 열간 압연 전의 유지 온도가 800 ℃ 미만인 경우와 동일하게, 조대 금속 조직이 잔존하여, 굽힘 가공성이 열화되는 경우가 있다. 유지 시간이 4 시간을 초과해도 효과가 포화됨과 함께 비용이 상승된다.

열간 압연의 종료 온도가 600 ℃ 미만이면, 열간 압연시의 Ni-P 의 고용이 불충분하여, 내응력 완화 특성이 열화되는 경우가 있다.

열간 압연 후의 냉각을 서랭 (공랭) 으로 실시하면, 냉각 중에 Ni-P 의 석출이 진행되긴 하지만, 석출물 크기가 조대화되고, 최종적으로 응력 완화에 기여하지 않는 조대 석출물이 생성되기 때문에, 내응력 완화 특성이 열화되는 경우가 있다.

제 1 냉간 압연의 가공도를 95 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 제 1 냉간 압연의 가공도가 95 ％ 미만이면, 재결정 어닐링시의 Ni-P 의 석출이 불충분해져, 내응력 완화 특성이 열화되는 경우가 있다.

배치 어닐링에서는, 재결정 어닐링의 온도를 350 ∼ 480 ℃ 로 하고, 어닐링 시간을 15 ∼ 90 분으로 하는 것이 바람직하다. 재결정 어닐링 온도가 350 ℃ 미만이면, 미재결정이 되어 I(220)/I₀(220) 이 3.0 을 초과하거나, 또는 I(311)/I₀(311) 이 0.5 를 초과함과 함께, 내응력 완화 특성이 열화되는 경우가 있다. 재결정 어닐링 온도가 480 ℃ 를 초과하면, 결정 입경의 현저한 조대화가 일어나, 강도가 저하되어 540 ㎫ 이상의 인장 강도가 안정적으로 얻어지지 않는 경우가 있다. 재결정 어닐링의 어닐링 시간이 15 분 미만이면 재결정되지만, 혼립으로 되기 쉬워, I(220)/I₀(220) 이 3.0 을 초과하거나, 또는 I(311)/I₀(311) 이 0.5 를 초과하는 경우가 있다. 재결정 어닐링의 어닐링 시간이 90 분을 초과하면, 입자가 조대화되어 강도가 저하됨과 함께, 생산 비용이 상승하는 경우가 있다. 또한, 생산 비용의 추가적인 저감을 위하여, 연속식 어닐링로에서 재결정 어닐링을 실시할 수 있다. 그 때, 어닐링 온도는 550 ∼ 700 ℃ 로 하고, 결정 입경이 목표 크기 이하 (10 ㎛) 가 되도록, 재료의 노 내의 체재 시간 (통판 속도와 동일한 의미) 을 조정한다.

최종 냉간 압연의 가공도를 25 ∼ 60 ％ 로 하는 것이 바람직하다. 최종 냉간 압연의 가공도가 25 ％ 미만이면 충분한 강도가 얻어지지 않고, 60 ％ 를 초과하면 (220), (311) 면이 지나치게 발달하여 I(220)/I₀(220) 이 3.0 을 초과하거나, 또는 I(311)/I₀(311) 이 0.5 를 초과하는 경우가 있다.

실시예

<실험 A (발명예 1 ∼ 16, 비교예 1 ∼ 8)>

대기 용해로 중에서 전기 구리를 용해하고, 표 1 에 나타내는 첨가 원소를 소정량 투입하여, 용탕을 교반하였다. 그 후, 쇳물 주입 (鑄入) 온도 1100 ℃ 에서 주형에 출탕하여, 두께 30 ㎜ × 폭 60 ㎜ × 길이 120 ㎜ 의 표 1 에 나타내는 조성의 구리 합금 잉곳을 얻었다. 잉곳을 편면당 2.5 ㎜ 면삭 후, 이하의 순서대로 열간 압연, 냉간 압연, 열처리를 실시하여, 판두께 0.2 ㎜ 의 시료를 얻었다.

(1) 잉곳을 유지 온도 800 ℃ 에서 3 시간 (유지 시간) 어닐링 후, 판두께 11 ㎜ 까지 열간 압연하고, 열간 압연 종료시의 재료 온도 (열간 압연의 종료 온도) 가 600 ℃ (오차 ± 10) 가 되도록 조정하였다.

(2) 열간 압연 후의 표층의 산화 스케일을 제거하기 위하여, 편면 0.5 ㎜ 의 면삭을 실시하였다.

(3) 판두께 0.3 ㎜ 가 될 때까지 (가공도 97 ％), 제 1 냉간 압연을 실시하였다.

(4) 380 ℃ × 30 분의 재결정 어닐링을 실시하였다.

(5) 재결정 어닐링 후의 표면의 산화 스케일을 산세·버프 연마로 제거 후, 판두께 0.2 ㎜ 가 될 때까지 (가공도 33.3 ％), 최종 냉간 압연을 실시하였다.

(6) 최종 냉간 압연 후, 추가로 300 ℃ × 0.5 h 의 변형 제거 어닐링을 실시하였다.

<실험 B (발명예 21 ∼ 32, 비교예 11 ∼ 22)>

잉곳의 조성을 Cu-0.4％Sn-15％Zn-0.4％Ni-0.05％P 로 한 것 이외에는, 실험 A 와 동일하게 하여 잉곳을 얻었다. 단, 잉곳의 어닐링 조건, 열간 압연 종료 후의 냉각 조건, 제 1 냉간 압연의 가공도, 재결정 어닐링 조건, 및 최종 냉간 압연의 가공도를 표 3 에 나타내는 바와 같이 변화시켜, 판두께 0.2 ㎜ 의 시료를 얻었다. 또한, 최종 냉간 압연 후, 추가로 300 ℃ × 0.5 h 의 변형 제거 어닐링을 실시하였다.

<평가>

실험 A, B 의 변형 제거 어닐링 후의 재료에 대하여 이하의 항목을 평가하였다.

[평균 결정 입경]

폭 20 ㎜ × 길이 20 ㎜ 의 샘플을 전해 연마 후, Philips 사 제조 FE-SEM 으로 반사 전자 이미지를 관찰하였다. 관찰 배율은 1000 배로 하고, 5 시야의 화상에 대하여 JIS H 0501 에 규정되는 절단법으로 결정 입경을 구하여, 평균치를 산출하였다.

[X 선 회절 강도]

X 선 디프랙토미터 (주식회사 리가쿠 제조 RINT2500) 에 의해 각 시료의 표준 측정을 실시하고, 부속 소프트웨어로 각각 (220) 면, (311) 면으로부터의 X 선 회절 강도 I(220) 및 I(311) 의 적분 강도를 산출하였다. 또, 순구리 분말 표준 시료 (325 mesh, 수소 기류 중에서 300 ℃ 에서 1 시간 가열하고 나서 사용) 에 대해서도 동일한 측정을 실시하고, 각각 (220) 면, (311) 면으로부터의 X 선 회절 강도 I₀(220) 및 I₀(311) 을 측정하였다. 또한, X 선 조사 조건으로서, Cu 타깃을 사용하고, 관전압 25 ㎸, 관전류 20 ㎃ 로 하였다.

[인장 강도]

각 시료에 대하여, 압연 방향과 평행한 방향으로 인장 시험을 실시하고, JIS Z 2241 에 준거하여 인장 강도 (TS) 를 구하였다.

[도전율]

각 시료에 대하여, JIS H 0505 에 준거하여, 더블 브리지 장치를 사용한 4 단자법에 의해 구한 체적 저항률로부터 도전율 (％IACS) 을 산출하였다.

[W 굽힘성]

굽힘축이 압연 방향과 평행해지도록 하여 폭 10 ㎜ × 길이 30 ㎜ 의 단책 (短冊) 시험편을 채취하였다. 이 시험편의 W 굽힘 시험 (JIS H 3130) 을 실시하고, 균열이 발생하지 않는 최소 굽힘 반경을 MBR (Minimum Bend Radius) 로 하여, 판두께 (t) (㎜) 와의 비 (MBR/t) 에 의해 평가하였다.

[내응력 완화 특성]

폭 10 ㎜ × 길이 100 ㎜ 의 단책 형상의 시험편을, 시험편의 길이 방향이 압연 방향과 평행해지도록 채취하였다. 시험편의 한쪽 끝을 고정시키고, 고정 위치로부터 50 ㎜ 의 위치 (I ＝ 50 ㎜) 를 작용점으로 하여, 시험편에 y₀의 휨을 부여하여, 0.2 ％ 내력의 80 ％ 에 상당하는 응력 (σ₀) 을 부하하였다. y₀ 은 다음 식에 의해 구하였다.

y₀ ＝ (2/3)·I²·σ₀/(E·t)

여기서, E 는 영률이고, t 는 시료의 두께이다. 시험편에 y₀ 의 휨을 부여한 상태로 150 ℃ 에서 1000 시간 가열 후에 제하 (除荷) 하고, 영구 변형량 (높이) (y) 을 측정하여, 응력 완화율 {[y (㎜)/y₀ (㎜)] × 100 (％)} 을 산출하였다.

얻어진 결과를 표 1 ∼ 표 4 에 나타낸다. 또한, 표 1, 표 2 는 실험 A 의 결과이고, 표 3, 표 4 는 실험 B 의 결과이다.

실험 A 에 대하여

Sn, Zn, Ni, P 의 함유량이 규정 범위 내로서, 결정 입경이 1 ㎛ 이상 10 ㎛ 이하, I(220)/I₀(220) ≤ 3.0, 또한 I(311)/I₀(311) ≤ 0.5 를 만족하는 각 실시예의 경우, 인장 강도가 540 ㎫ 이상, 또한 응력 완화율이 25 ％ 이하이고, W 굽힘성이 (MBR/t) ≤ 0.5 가 되었다.

한편, Zn 이 3 ％ 미만인 비교예 1, 및 Sn 이 0.2 ％ 미만인 비교예 3 의 경우, 모두 인장 강도가 540 ㎫ 미만으로 저하되었다.

Zn 이 18 ％ 를 초과한 비교예 2 의 경우, I(220)/I₀(220) 이 3.0 을 초과하고, 또한 I(311)/I₀(311) 이 0.5 를 초과하여, W 굽힘성이 (MBR/t) ＞ 0.5 가 되고, 응력 완화율도 25 ％ 를 초과하여 열화되었다.

Sn 이 0.8 ％ 를 초과한 비교예 4 의 경우, 및 P 가 0.12 ％ 를 초과한 비교예 8 의 경우, 모두 열간 압연으로 균열이 발생하여, 합금을 제조할 수 없었다.

Ni 가 0.3 ％ 미만인 비교예 5 의 경우, 응력 완화율이 25 ％ 를 초과하여 열화되었다.

Ni 가 1.2 ％ 를 초과한 비교예 6 의 경우, I(220)/I₀(220) 이 3.0 을 초과하고, 또한 I(311)/I₀(311) 이 0.5 를 초과하여, W 굽힘성이 (MBR/t) ＞ 0.5 가 되어 열화되었다.

P 가 0.01 ％ 미만인 비교예 7 의 경우, 응력 완화율이 25 ％ 를 초과하여 열화되었다.

실험 B 에 대하여

열간 압연, 제 1 냉간 압연, 재결정 어닐링, 및 최종 냉간 압연의 조건이 규정 범위를 만족하는 각 실시예의 경우, 인장 강도가 540 ㎫ 이상, 또한 응력 완화율이 25 ％ 이하이고, W 굽힘성이 (MBR/t) ≤ 0.5 가 되었다.

한편, 열간 압연 전의 유지 온도가 800 ℃ 미만인 비교예 11, 열간 압연 전의 유지 시간이 2 시간 미만인 비교예 13, 및 재결정 어닐링의 어닐링 시간이 15 분 미만인 비교예 19 의 경우, 모두 I(220)/I₀(220) 이 3.0 을 초과하고, 또한 I(311)/I₀(311) 이 0.5 를 초과하여, W 굽힘성이 (MBR/t) ＞ 0.5 가 되어 열화되었다.

열간 압연 전의 유지 온도가 980 ℃ 를 초과한 비교예 12 의 경우, 열간 압연으로 균열이 발생하여, 합금을 제조할 수 없었다.

열간 압연의 종료 온도가 600 ℃ 미만인 비교예 14 의 경우, 열간 압연 종료 후의 냉각을 서랭으로 한 비교예 15 의 경우, 및 제 1 냉간 압연의 가공도가 95 ％ 미만인 비교예 16 의 경우, 모두 응력 완화율이 25 ％ 를 초과하여 열화되었다.

재결정 어닐링의 온도가 350 ℃ 미만인 비교예 17 의 경우, 재결정이 생성되지 않고 미결정이 되어, I(220)/I₀(220) 이 3.0 을 초과하고, 또한 I(311)/I₀(311) 이 0.5 를 초과하여, W 굽힘성이 (MBR/t) ＞ 0.5 가 되어 열화되고, 또한 응력 완화율이 25 ％ 를 초과하여 열화되었다.

재결정 어닐링의 온도가 480 ℃ 를 초과한 비교예 18, 및 재결정 어닐링의 어닐링 시간이 90 분을 초과한 비교예 20 의 경우, 모두 결정 입경이 10 ㎛ 를 초과하여 조대해져, 인장 강도가 540 ㎫ 미만으로 저하되었다.

최종 냉간 압연의 가공도가 25 ％ 미만인 비교예 21 의 경우, 인장 강도가 540 ㎫ 미만으로 저하되었다.

최종 냉간 압연의 가공도가 60 ％ 를 초과한 비교예 22 의 경우, I(220)/I₀(220) 이 3.0 을 초과하고, 또한 I(311)/I₀(311) 이 0.5 를 초과하여, W 굽힘성이 (MBR/t) ＞ 0.5 가 되어 열화되었다.

Claims

질량％ 로, Sn : 0.2 ∼ 0.8 ％, Zn : 3 ∼ 18 ％, Ni : 0.3 ∼ 1.2 ％, P : 0.01 ∼ 0.12 ％ 함유하고, 잔부가 Cu 및 불가피 불순물로 이루어지고,
결정 입경이 1 ㎛ 이상 10 ㎛ 이하,
(220) 면으로부터의 X 선 회절 강도를 I(220) 으로 하고, (311) 면으로부터의 X 선 회절 강도를 I(311) 로 하고, 또한, 순구리 분말 표준 시료의 (220), (311) 면으로부터의 X 선 회절 강도를 각각 I₀(220), I₀(311) 로 했을 때, I(220)/I₀(220) ≤ 3.0, 또한 I(311)/I₀(311) ≤ 0.5 를 만족하는 Cu-Zn-Sn-Ni-P 계 합금.
제 1 항에 있어서,
JIS-Z 2241 에 준거한 인장 강도가 540 ㎫ 이상, 또한 압연 방향의 응력 완화율이 25 ％ 이하인 Cu-Zn-Sn-Ni-P 계 합금.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
잉곳을 열간 압연 후에 제 1 냉간 압연, 350 ∼ 480 ℃ 의 재결정 어닐링, 최종 냉간 압연을 순서대로 실시하여 제조되어 이루어지는 Cu-Zn-Sn-Ni-P 계 합금.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
추가로 Mg, Mn, Ti, Cr 및 Zr 의 군에서 선택되는 적어도 1 종 이상을 총량으로 0.02 ∼ 0.25 질량％ 함유하는 Cu-Zn-Sn-Ni-P 계 합금.