KR20140010088A

KR20140010088A - 동합금 및 동합금의 제조 방법

Info

Publication number: KR20140010088A
Application number: KR1020137025067A
Authority: KR
Inventors: 아키히사 이노우에; 노부유키 니시야마; 하루코 야마자키
Original assignee: 고쿠리츠다이가쿠호진 도호쿠다이가쿠
Priority date: 2011-03-31
Filing date: 2012-03-29
Publication date: 2014-01-23
Also published as: WO2012133651A1; JP5988048B2; US9666325B2; EP2692877A4; CN103502485B; EP2692877B1; US20140190596A1; EP2692877A1; JPWO2012133651A1; CN103502485A

Abstract

원자%에 의한 조성이 조성식： Cu₁₀₀ _-a-b-c(Zr, Hf)_a(Cr, Ni, Mn, Ta)_b(Ti, Al)_c[식 중 2.5≤a≤4.0, 0.1＜b≤1.5, 0≤c≤0.2, (Zr, Hf)는 Zr 및 Hf 중 1종 또는 2종, (Cr, Ni, Mn, Ta)는 Cr, Ni, Mn 및 Ta 중 1종 또는 2종 이상, (Ti, Al)은 Ti 및 Al 중 1종 또는 2종]로 표시되고, 평균 2차 덴드라이트 암 간격이 2㎛ 이하인 Cu 초정과, 준안정 Cu₅(Zr, Hf) 화합물상 및 Cu상으로 구성된 라멜라 간격이 0.2㎛ 이하인 공정 매트릭스를 가지고, 베릴륨을 포함하지 않고, 고강도 및 고도전성, 그리고 양호한 휨가공성을 겸비한 동합금 및 동합금의 제조 방법을 제공한다.

Description

동합금 및 동합금의 제조 방법{COPPER ALLOY AND METHOD FOR PRODUCING COPPER ALLOY}

본 발명은 휴대전화 등으로 대표되는 소형 정보기기의 커넥터용 전기 접점 스프링 부재로서 매우 적합하게 이용 가능한 동합금 및 동합금의 제조 방법에 관한 것이다.

휴대전화 등의 정보기기는 소형화, 고밀도화가 진행되어, 향후에도 더 진전된다고 생각된다. 종래, 이러한 기기의 커넥터의 전기 접점 스프링 부재 중에서도, 특히 고강도 및 엄격한 휨가공성이 요구되는 부위에 대해서는, 주로 C1720 등의 베릴륨동 합금이 사용되고 있다. 그러나, 장래의 초소형 커넥터용 전기 접점 스프링 부재로서 협(狹)피치화에 대응하려면, 베릴륨동 합금으로는 재료 강도와 도전성의 양면에서 불충분하다고 생각된다. 또, 베릴륨은 독성이 높은 원소로서 알려지고, 인체나 환경에의 영향을 고려하여, 향후에는 베릴륨을 포함하지 않는 동합금의 사용이 요망되고 있다.

이 때문에, 베릴륨을 포함하지 않고 고강도이고 고도전율을 가지는 동합금이 개발되어 오고 있고, 예를 들면, 코르손 합금 등으로 대표되는 석출 경화형 동합금이나, Cu－Ni－Sn계, Cu－Ti계 등의 스피노달 분해형 동합금이 알려져 있다. 석출 경화형 동합금으로서는, Cu－Zr, Cu－Cr, Cu－Ag, Cu－Fe 등을 기본형으로, 여러가지 합금 개발이 활발히 행해지고 있다(예를 들면, 특허문헌 1 내지 5 참조). 이들 석출 경화형 동합금에서는, Cu에 강도를 향상시키기 위한 합금 원소를 첨가함으로써, Cu 모상과 다른 제2상을 석출시키고, 또한 강(强)가공에 의해 이 상을 미세하게 분산시킴으로써, 고강도와 고도전율을 양립시키는 것을 가능하게 하고 있다. 또, 스피노달 분해형 동합금으로서는, 적절히 조직 제어된 Cu－Ni－Sn계 합금을 이용하여, 고강도와 뛰어난 휨가공성을 가지는 것이 있다(예를 들면, 특허문헌 6 참조).

그러나, 특허문헌 1 내지 6에 기재된 도전성 동합금은, 주로 합금 원소를 Cu 모상으로 재고용시켜 가공성을 향상시키기 위한 고온에서의 용체화 처리나, 제2상을 적정하게 석출시켜 바람직한 특성을 발현시키기 위한 시효 처리라고 하는 복수회의 열처리를 필요로 하고, 최종 부재로 되기까지 번잡한 프로세스를 거치지 않으면 안되기 때문에, 다량의 열에너지가 필요하다고 하는 문제가 있었다. 이 문제를 해결하기 위해, Cu－Zr－Ag계 동합금으로 복수회의 열처리를 필요로 하지 않고 고강도 및 고도전성이 얻어지는 것이 개발되어 있다(예를 들면, 특허문헌 7 참조).

일본 특허 제2501275호 공보 일본 특허공개 1998－183274호 공보 일본 특허공개 2005－281757호 공보 일본 특허공개 2006－299287호 공보 일본 특허공개 2009－242814호 공보 일본 특허공개 2009－242895호 공보 일본 특허공개 2009－242814호 공보

그렇지만, 특허문헌 7에 기재된 Cu－Zr－Ag계 동합금은 스프링용 베릴륨동에 비해 휨가공성이 떨어진다고 하는 과제가 있었다. 이러한 상황에서, 베릴륨을 포함하지 않고, 높은 강도 및 도전율, 그리고 양호한 휨가공성을 겸비한 동합금의 개발이 행해져 왔지만, 재료·제조 비용면도 포함하여 베릴륨동 합금을 능가하는 것 같은 실용 합금은 아직 발견되지 않았다.

본 발명은 이러한 과제에 주목하여 이루어진 것으로, 베릴륨을 포함하지 않고, 고강도 및 고도전성, 그리고 뛰어난 휨가공성을 겸비한 동합금 및 동합금의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 하고 있다.

상기 과제를 해결하기 위해, 본 발명자들은 예의 연구한 결과, 가공 전에 고온에서의 용체화 처리를 필요로 하지 않고, 가공 후에 비교적 저온에서 시효 열처리하는 것만으로, Cu 모상 중에 미세한 화합물상이 균일하게 분산한 조직이 얻어지고, 이 결과, 휨가공성이 뛰어난 고강도이고 고도전성의 동합금을 제조할 수 있다는 것을 알아내어 본 발명을 완성시켰다.

즉, 본 발명에 관계되는 동합금은, 원자%에 의한 조성이 조성식： Cu₁₀₀ _－a－b－c(Zr, Hf)_a(Cr, Ni, Mn, Ta)_b(Ti, Al)_c［식 중 2.5≤a≤4.0, 0.1＜b≤1.5, 0≤c≤0.2, (Zr, Hf)는 Zr 및 Hf 중 1종 또는 2종, (Cr, Ni, Mn, Ta)는 Cr, Ni, Mn 및 Ta 중 1종 또는 2종 이상, (Ti, Al)은 Ti 및 Al 중 1종 또는 2종］로 표시되고, 평균 2차 덴드라이트 암 간격이 2㎛ 이하인 Cu 초정(初晶)과, 준안정 Cu₅(Zr, Hf) 화합물상 및 Cu상으로 구성된 라멜라 간격이 0.2㎛ 이하인 공정(共晶) 매트릭스를 가지는 것을 특징으로 한다.

본 발명에 관계되는 동합금의 제조 방법은, 원자%에 의한 조성이 조성식： Cu_{100－a－b－c}(Zr, Hf)_a(Cr, Ni, Mn, Ta)_b(Ti, Al)_c［식 중 2.5≤a≤4.0, 0.1＜b≤1.5, 0≤c≤0.2, (Zr, Hf)는 Zr 및 Hf 중 1종 또는 2종, (Cr, Ni, Mn, Ta)는 Cr, Ni, Mn 및 Ta 중 1종 또는 2종 이상, (Ti, Al)은 Ti 및 Al 중 1종 또는 2종］로 표시되는 조성으로 되도록, 각 원소를 조합한 모합금을 용해하고, 그 후 상기 모합금을 급랭 응고하는 것을 특징으로 한다.

본 발명에 관계되는 동합금은, 본 발명에 관계되는 동합금의 제조 방법에 의해 매우 적합하게 제조할 수가 있다. 본 발명에 관계되는 동합금은, Zr 및 Hf 중 1종 또는 2종의 첨가 원소군이 Cu에 대해서 음의 혼합열을 가지기 때문에, 융점을 강하시킴과 아울러, 초정으로서 평균 2차 덴드라이트 암 간격이 2㎛ 이하인 Cu 덴드라이트를 형성하고, 잔부 융액이 첨가 원소군과 Cu 사이에서 준안정 Cu₅(Zr, Hf) 화합물상을 형성한다. 준안정 Cu₅(Zr, Hf) 화합물상 및 Cu상으로 구성된 공정 매트릭스 중의 첨가 원소군의 고용 및 준안정 화합물의 형성은, Cu의 도전율을 크게 손상시키지 않고 강도를 향상시킬 수가 있다. 또한, 평균 2차 덴드라이트 암 간격은, 예를 들면, 주조시의 열류속(束) 방향으로 평행한 단면 조직으로부터 구할 수가 있다.

본 발명에 관계되는 동합금에서는, Zr 및 Hf 중 1종 또는 2종의 첨가 원소군의 첨가량이 2.5원자% 미만시, 화합물의 생성량이 적게 되기 때문에 강도 향상 효과가 작아진다. 한편, 이 첨가 원소군의 첨가량이 4.0원자%보다 많으면, 초정인 Cu 덴드라이트의 생성량이 적게 되기 때문에, 동합금의 도전성을 손상시킬 뿐더러, 소성변형능이 떨어지고 휨가공성이 열화한다.

본 발명에 관계되는 동합금에서는, Cr, Ni, Mn 및 Ta 중 1종 또는 2종 이상의 첨가 원소군이, Cu－(Zr, Hf) 2원 합금의 초정 Cu 덴드라이트를 제외한 잔부 융액에 대해 강한 결정립 미세화 효과를 가지고 있다. 이 때문에 준안정 Cu₅(Zr, Hf) 화합물상 및 그 첨가 원소군이 고용한 Cu상으로 구성된 공정 매트릭스 조직은, 라멜라 간격이 0.2㎛ 이하로 되어, 강도를 향상시키면서도 도전율이나 휨가공성이 열화하는 것을 막을 수가 있다.

본 발명에 관계되는 동합금에서는, Cr, Ni, Mn 및 Ta 중 1종 또는 2종 이상의 첨가 원소군의 첨가량이 0.1원자% 이하시, 공정 매트릭스 조직의 라멜라 간격이 0.2㎛ 이하로 되지 않고, 강도의 향상이 인지되지 않는다. 한편, 이 첨가 원소군의 첨가량이 1.5원자%보다 많으면, 공정 매트릭스 조직 중의 준안정 Cu₅(Zr, Hf) 화합물상의 체적분율이 증대함과 아울러, 이 화합물상이 입(粒)성장하여, 라멜라 간격이 0.2㎛ 이하로 되지 않고, 도전성 및 휨가공성을 열화시킨다.

본 발명에 관계되는 동합금에서는, Ti 및 Al 중 1종 또는 2종의 첨가 원소군이, 초정 Cu 덴드라이트 및 공정 매트릭스 조직 중의 (Cr, Ni, Mn, Ta) 원소군이 고용한 Cu상에 약간 고용하기 때문에, 양 상의 강도를 더 향상시킬 수가 있다. 본 발명에 관계되는 동합금은, Ti 및 Al 중 1종 또는 2종의 첨가 원소군을 포함하지 않아도 고강도 및 고도전성을 겸비할 수가 있다. 그렇지만, 이 첨가 원소군의 첨가량이 0.2원자%보다 많으면, 응고시에 (Zr, Hf) 원소군과의 사이에서 화합물상을 형성하기 때문에, (Zr, Hf) 원소군 첨가의 효과를 손상시켜 강도 및 휨가공성을 열화시킨다.

이와 같이, 본 발명에 관계되는 동합금은 고강도 및 고도전성, 그리고 뛰어난 휨가공성을 겸비하고 있다. 또, 독성이 높은 베릴륨을 포함하지 않기 때문에, 인체·환경에 주는 위험성이 현격히 낮아 안전성이 높다. 본 발명에 관계되는 동합금의 제조 방법은, 각 원소를 조합하여 용해한 모합금을 급랭 응고시킴으로써, 평균 2차 덴드라이트 암 간격이 2㎛ 이하인 Cu 초정과, 준안정 Cu₅(Zr, Hf) 화합물상 및 Cu상으로 구성된 라멜라 간격이 0.2㎛ 이하인 공정 매트릭스를 형성할 수가 있고, 고강도 및 고도전성, 그리고 뛰어난 휨가공성을 겸비한 동합금을 제조할 수가 있다. 또한, 본 발명에 관계되는 동합금은 불가피적 불순물로서 O, S, Fe, As, Sb 등을 포함하지만, 이들의 총량은 0.1원자% 이하이다.

본 발명에 관계되는 동합금은, 냉간 가공에 의해 상기 Cu 초정과 상기 공정 매트릭스가 서로 층상 조직을 이루고 있는 것이 바람직하다. 또, 본 발명에 관계되는 동합금의 제조 방법은, 상기 급랭 응고 후, 평균 2차 덴드라이트 암 간격이 2㎛ 이하인 Cu 초정과, 준안정 Cu₅(Zr, Hf) 화합물상 및 Cu상으로 구성된 라멜라 간격이 0.2㎛ 이하인 공정 매트릭스가 서로 층상 조직을 이루도록, 가공률이 81% 이상 99.5% 이하인 냉간 가공을 행하는 것이 바람직하다.

이들의 경우, 본 발명에 관계되는 동합금의 제조 방법에서, 냉간 가공률이 81% 이상 99.5% 이하, 바람직하게는 90% 이상 99.5% 이하로 함으로써, 강도가 상승할 뿐만 아니라, 변형능이 뛰어난 Cu 초정 덴드라이트상이 층상으로 되고, Cu 초정과 공정 매트릭스가 서로 층상 조직을 이루는 동합금을 제조할 수가 있다. Cu 초정과 공정 매트릭스가 서로 층상 조직을 이룸으로써 도전성을 향상시킬 수가 있다. 냉간 가공률이 81% 미만에서는 충분한 변형을 도입할 수가 없기 때문에, 고용한 첨가 원소군의 재분배에 의한 화합물상 형성 및 조직의 미세화 효과를 바랄 수 없어 강도 향상 효과가 작다. 한편, 냉간 가공률이 99.5%를 넘으면, 압연 등의 가공 중에 균열이 형성되어 건전한 동합금을 제조할 수가 없다. 또한, 냉간 가공은 압연 가공이 바람직하지만, 압출, 선뽑기, 단조, 프레스 성형 등이라도 좋다.

본 발명에 관계되는 동합금의 제조 방법은, 상기 냉간 가공을 행한 후, 300~450℃의 온도 범위에서 0.5~2시간의 시효 열처리를 행하는 것이 바람직하다. 이 경우, Cu상 중에 미세한 준안정 Cu₅(Zr, Hf) 화합물상이 균일하게 분산한 조직이 얻어져, 도전성 및 강도를 향상시킬 수가 있다. 이에 의해 인장강도가 1000MPa 이상, 도전율이 30%IACS 이상, 시효 열처리 후에 판두께 방향 및 압연 방향에 대해서 직교 방향으로 휨가공했을 때에, 균열이 발생하지 않는 판두께(t)와 최소 휨반경(R_min)의 비(R_min/t)가 1 이하인 동합금을 제조할 수가 있고, 고강도 및 고도전성, 그리고 매우 뛰어난 휨가공성을 겸비한 동합금을 얻을 수가 있다. 또한, IACS(International Annealed Copper Standard； 국제 소둔 동선 표준)란 소둔한 순동의 도전성에 대한 상대비로서 표시되는 값이다.

시효 열처리의 온도가 300℃ 미만에서는, 냉간 가공시에 도입된 변형을 충분히 개방할 수 없기 때문에, 시효 열처리로 도전성의 향상을 바랄 수가 없다. 또, 시효 열처리의 온도가 450℃보다 높으면, 결정립이 조대화하기 때문에 강도가 저하한다. 시효 열처리의 시간이 0.5시간 미만에서는, 냉간 가공시에 도입된 변형을 충분히 개방할 수 없기 때문에, 시효 열처리로 도전성의 향상을 바랄 수가 없다. 또, 시효 열처리의 시간이 2시간을 넘으면, 결정립이 조대화하기 때문에 강도가 저하한다. 또한, 시효 열처리는 어떠한 분위기에서 행해져도 좋고, 표면 산화를 방지하는 경우에는, 진공 분위기, 불활성 가스 분위기에서 행해지는 것이 바람직하다. 또, 가열 방법은 어떠한 방법이라도 좋다. 가열 후의 냉각 방법은 어떠한 방법이라도 좋지만, 작업 효율을 고려할 경우에는 공랭 혹은 수랭이 바람직하다.

냉간 가공 및 시효 열처리를 수반하는 본 발명에 관계되는 동합금 및 동합금의 제조 방법은, 합금의 조성과, 그것에 맞춘 냉간 가공률 및 시효 열처리의 조건을 변화시킴으로써, 강도와 도전율을 높은 밸런스로 비교적 용이하게 제어할 수가 있다. 또, 고온 장시간 가열 후에 급랭이 필요한 용체화 처리가 필요 없기 때문에, 제조 가공 비용을 낮게 억제할 수가 있다.

본 발명에 의하면, 베릴륨을 포함하지 않고, 고강도 및 고도전성, 그리고 양호한 휨가공성을 겸비한 동합금 및 동합금의 제조 방법을 제공할 수가 있다.

도 1은 본 발명의 실시의 형태의 동합금의 제조 방법을 나타내는 모식 측면도이다.
도 2는 Cu₉₆Zr₃Ni₁의 조성을 가지는 본 발명의 실시의 형태의 동합금의 (a) 급랭 응고했을 때의 단면 조직, (b) 냉간 가공했을 때의 단면 조직, (c) 시효 열처리했을 때의 단면 조직을 나타내는 현미경 사진이다.
도 3은 도 2에 나타내는 동합금(「주조재」가 도 2 (a), 「압연재」가 도 2 (b), 「열처리재」가 도 2 (c)의 동합금에 대응)의 X선 회절 패턴을 나타내는 그래프이다.
도 4는 도 2 (c)에 나타내는 동합금의, 특성 평가용의 시험편의 형상을 나타내는 평면도이다.
도 5는 도 4에 나타내는 동합금 시험편의, 인장응력하에서의 진응력-진변형 곡선 및 도전율을 나타내는 그래프이다.
도 6은 도 4에 나타내는 동합금 시험편의 (a) 압연 방향에 대해서 평행 방향, (b) 압연 방향에 대해서 직교 방향으로 휨가공했을 때의 표면 상태를 나타내는 현미경 사진, 및 베릴륨동 판재의 (c) 압연 방향에 대해서 평행 방향, (d) 압연 방향에 대해서 직교 방향으로 휨가공했을 때의 표면 상태를 나타내는 현미경 사진이다.

이하, 도면에 기초하여 본 발명의 실시의 형태에 대해 설명한다.

도 1 내지 도 6은 본 발명의 실시의 형태의 동합금 및 동합금의 제조 방법을 나타내고 있다.

본 발명의 실시의 형태의 동합금은, 원자%에 의한 조성이 조성식： Cu₁₀₀ _－a－b－c(Zr, Hf)_a(Cr, Ni, Mn, Ta)_b(Ti, Al)_c［식 중 2.5≤a≤4.0, 0.1＜b≤1.5, 0≤c≤0.2, (Zr, Hf)는 Zr 및 Hf 중 1종 또는 2종, (Cr, Ni, Mn, Ta)는 Cr, Ni, Mn 및 Ta 중 1종 또는 2종 이상, (Ti, Al)은 Ti 및 Al 중 1종 또는 2종］로 표시되고, 평균 2차 덴드라이트 암 간격이 2㎛ 이하인 Cu 초정과, 준안정 Cu₅(Zr, Hf) 화합물상 및 Cu상으로 구성된 라멜라 간격이 0.2㎛ 이하인 공정 매트릭스를 가지고 있다.

본 발명의 실시의 형태의 동합금은, 이하에 나타내는 본 발명의 실시의 형태의 동합금의 제조 방법에 의해 제조된다. 먼저, 도 1에 나타내듯이, 미리 아르곤 분위기 중에서 아크 용해로에 의해 모합금(1)을 용제(溶製)하고, 석영 노즐(2) 내에 장전하여, 고주파 코일(3)로 고주파 유도 가열에 의해 재용해시킨다. 여기서, 모합금(1)은 원자%에 의한 조성이 조성식： Cu_{100－a－b－c}(Zr, Hf)_a(Cr, Ni, Mn, Ta)_b(Ti, Al)_c［식 중 2.5≤a≤4.0, 0.1＜b≤1.5, 0≤c≤0.2, (Zr, Hf)는 Zr 및 Hf 중 1종 또는 2종, (Cr, Ni, Mn, Ta)는 Cr, Ni, Mn 및 Ta 중 1종 또는 2종 이상, (Ti, Al)은 Ti 및 Al 중 1종 또는 2종］로 표시되는 조성으로 되도록 각 원소를 조합한 것이다. 또, 모합금(1)을 용해하는 방법은 아르곤 분위기 중에서의 아크 용해 및 고주파 유도 가열에만 한정되는 것은 아니고, 저항 가열, 전자빔 가열 등이라도 좋다.

재용해한 모합금(1)의 용탕을, 석영 노즐(2) 하부의 오리피스(orifice)(2a)로부터 가스압 등에 의해 분출시켜 석영 노즐(2)의 하부에 설치한 동제의 주형(4) 중에 붓고 급랭 응고시킨다. 이때 Zr 및 Hf 중 1종 또는 2종의 첨가 원소군이 Cu에 대해서 음의 혼합열을 가지기 때문에, 융점을 강하시킴과 아울러, 초정으로서 평균 2차 덴드라이트 암 간격이 2㎛ 이하인 Cu 덴드라이트를 형성하고, 잔부 융액이 첨가 원소군과 Cu 사이에서 준안정 Cu₅(Zr, Hf) 화합물상을 형성한다. 준안정 Cu₅(Zr, Hf) 화합물상 및 Cu상으로 구성된 공정 매트릭스 중의 첨가 원소군의 고용 및 준안정 화합물의 형성은, Cu의 도전율을 크게 손상시키지 않고 강도를 향상시킬 수가 있다.

또, Cr, Ni, Mn 및 Ta 중 1종 또는 2종 이상의 첨가 원소군이, Cu－(Zr, Hf) 2원 합금의 초정 Cu 덴드라이트를 제외한 잔부 융액에 대해 강한 결정립 미세화 효과를 가지고 있다. 이 때문에 준안정 Cu₅(Zr, Hf) 화합물상 및 그 첨가 원소군이 고용한 Cu상으로 구성된 공정 매트릭스 조직은, 라멜라 간격이 0.2㎛ 이하로 되어, 강도를 향상시키면서도 도전율이나 휨가공성이 열화하는 것을 막을 수가 있다.

또한, Ti 및 Al 중 1종 또는 2종의 첨가 원소군이, 초정 Cu 덴드라이트 및 공정 매트릭스 조직 중의 (Cr, Ni, Mn, Ta) 원소군이 고용한 Cu상에 약간 고용하기 때문에, 양 상의 강도를 더 향상시킬 수가 있다. 또한, 급랭 응고시키는 주형(4)의 재질은 동제에 한정되는 것은 아니고, 강제나 동합금 등이 바람직하다. 또, 주형(4)의 형상은 원기둥상에 한정되는 것은 아니고, 궁리에 의해 블록상, 판상, 관상 등도 가능하다. 이 급랭 응고에 의해 동합금괴를 얻을 수 있다.

다음에, 얻어진 동합금괴에 대해, 가공률이 81% 이상 99.5% 이하인 냉간 가공을 행한다. 이에 의해 동합금은 Cu 초정과 공정 매트릭스가 서로 층상 조직을 이루도록 구성된다. 또한, 냉간 가공은 압연 가공에 한정될 필요는 없고, 압출, 선뽑기, 단조, 프레스 성형 등이라도 좋다.

다음에, 냉간 가공을 행한 후 300~450℃의 온도 범위에서 0.5~2시간의 시효 열처리를 행한다. 이에 의해 인장강도가 1000MPa 이상, 도전율이 30%IACS 이상, 시효 열처리 후에 판두께 방향 및 압연 방향에 대해서 직교 방향으로 휨가공한 경우의, 균열이 발생하지 않는 판두께(t)와 최소 휨반경(R_min)의 비(R_min/t)가 1 이하인 동합금을 제조할 수가 있고, 고강도 및 고도전성, 그리고 매우 뛰어난 휨가공성을 겸비한 동합금을 얻을 수가 있다. 또한, 시효 열처리는 처리 분위기, 가열 방법 및 냉각 방법을 가리지 않지만, 표면 산화를 방지하기 위해서는 진공 분위기, 불활성 가스 분위기가 바람직하다. 또, 가열 후의 냉각은 작업 효율을 고려하면 공랭 혹은 수랭이 바람직하다.

도 2에 이리하여 얻어진 Cu₉₆Zr₃Ni₁의 조성을 가지는 동합금의 단면 조직을 나타낸다. 도 2 (a)는 급랭 응고한 후 냉간 가공을 행하기 전의 동합금의 단면이다. 도 2 (a) 중의 흑색 조직이 Cu 초정의 덴드라이트이고, 잔부의 회색 조직이 준안정 Cu₅(Zr, Hf) 화합물상 및 첨가 원소를 과포화로 고용한 Cu상으로 구성되는 공정 매트릭스이다. Cu 초정의 평균 2차 덴드라이트 암 간격은 약 0.8㎛이고, 공정 매트릭스의 라멜라 간격은 약 0.09㎛인 것을 확인할 수 있다.

또, 도 2 (b)는 도 2 (a)에 나타내는 Cu₉₆Zr₃Ni₁ 동합금을 압연에 의해 92%의 냉간 가공을 했을 때의 단면 조직을 나타내고 있다. 흑색의 Cu 초정 덴드라이트 조직 및 회색의 공정 매트릭스 조직의 압연 방향에 대해서 수직 방향의 조직의 두께는 0.2~2㎛이고, 조직이 현저하게 압연 방향으로 신장됨과 아울러, 양 상이 서로 층상 조직을 형성하고 있는 것을 확인할 수 있다.

또, 도 2 (c)는 도 2 (b)에 나타내는 Cu₉₆Zr₃Ni₁ 동합금을, 350℃에서 1시간, 시효 열처리했을 때의 단면 조직을 나타내고 있다. 흑색의 Cu 초정 덴드라이트 조직 및 회색의 공정 매트릭스 조직의 압연 방향에 대해서 수직 방향의 조직의 두께는 0.2~2㎛이고, 압연에 의한 조직의 신장이 유지되어 있는 것을 확인할 수 있다.

도 3은 도 2에 나타내는 Cu₉₆Zr₃Ni₁ 동합금의 X선 회절 패턴이다. 도 3 중의 「주조재」가 도 2 (a), 「압연재」가 도 2 (b), 「열처리재」가 도 2 (c)의 동합금을 나타내고 있다. 도 3에 나타내듯이, 「주조재」의 X선 회절 패턴은 면심입방 구조의 Cu상 및 준안정 Cu₅(Zr, Hf) 화합물상으로 동정(同定)된다. 또, 「압연재」의 X선 회절 패턴은 「주조재」와 마찬가지로 면심입방 구조의 Cu상과 준안정 Cu₅(Zr, Hf) 화합물상이 동정된다. 「열처리재」의 X선 회절 패턴은 「압연재」의 회절 패턴과 동일한 상이 동정되고, 시효 열처리재에 의해 Cu상 및 준안정 Cu₅(Zr, Hf) 화합물상 이외의 새로운 상이 형성되어 있지 않은 것을 확인할 수 있다.

도 2 (c)의 동합금을 도 4에 나타내는 치수(도 4 중의 단위는 mm, 두께 0.12mm)의 형상으로 타발 가공하고, 이 판상의 시험편에 대한 특성 평가를 행하였다. 일례로서 이 시험편의 인장응력하에서의 진응력-진변형 곡선 및 도전율을 도 5에 나타낸다. 변형 속도는 매초 5.0×10^－4으로 하고, 도전율은 시험편의 표면 산화 스케일을 제거한 후 4단자법으로 평가하였다. 도 5에 나타내듯이, 0.2% 내력은 780MPa, 영률은 122GPa, 인장강도는 1030MPa, 파단변형이 2.3%, 도전율은 35.9%IACS였다.

또, 시험편을 선단 반경 0.05mm의 W형 지그(JIS　H　3130 준거)로 휨가공했을 때의 표면(인장응력측) 상태를 나타내는 현미경 사진을 도 6 (a) 및 (b)에 나타낸다. 도 6 (a)가 압연 방향에 대해서 평행 방향으로 굽혔을 때, 도 6 (b)가 압연 방향에 대해서 직교 방향으로 굽혔을 때의 표면 상태를 나타내고 있다. 또한, 비교를 위해서, 시판의 두께 0.12mm 베릴륨동 판재를 마찬가지의 W형 지그를 이용하여 휨가공했을 때의 표면(인장응력측) 상태를 나타내는 현미경 사진을 도 6 (c) 및 (d)에 나타낸다. 도 6 (c)가 압연 방향에 대해서 평행 방향으로 굽혔을 때, 도 6 (d)가 압연 방향에 대해서 직교 방향으로 굽혔을 때의 표면 상태를 나타내고 있다. 또한, 이때의 휨가공시의 판두께(t)(=0.12mm)와 최소 휨반경(R_min)(=0.05mm)의 비(R_min/t)는 0.42다.

도 6 (c) 및 (d)에 나타내듯이, 베릴륨동 판재에서는 휨가공에 의해 표면에 균열이 인지되는데 반해, 도 6 (a) 및 (b)에 나타내듯이, 본 발명의 실시의 형태의 동합금에서는 휨가공에 의해 균열이 인지되지 않아 휨가공성이 뛰어난 것이 확인되었다.

이와 같이, 본 발명의 실시의 형태의 동합금의 제조 방법에 의해 제조된 본 발명의 실시의 형태의 동합금은 고강도 및 고도전성, 그리고 뛰어난 휨가공성을 겸비하고 있다. 또, 독성이 높은 베릴륨을 포함하지 않기 때문에, 인체·환경에 주는 위험성이 현격히 낮아 안전성이 높다.

실시예 1

본 발명의 실시의 형태의 동합금의 제조 방법에 의해, 본 발명의 실시의 형태의 동합금을 18종류(시료 1~18) 제조하고, 그 조성, 2차 덴드라이트 암 간격(SDA 간격), 라멜라 간격, 압연에 의한 냉간 가공의 가공률(압하율), 시효 열처리의 온도 및 시간, 인장 시험에 의한 0.2% 내력, 영률, 인장강도 및 파단변형, 도전율, 압연 방향에 대해서 평행 방향 및 직교 방향에서의 휨가공성을 정리하여 표 1에 나타낸다. 여기서, 도전율은 동합금의 표면 산화 스케일을 제거한 후 4단자법으로 측정하였다. 또, 휨가공성은 판두께 0.12mm의 각 시료를 선단 반경 0.05mm의 W형 지그로 휨가공(R_min/t=0.42)했을 때, 표면에 명료한 균열이 인지되지 않는 것을 ○, 균열이 인지되는 것을 ×로 하여 평가하였다.

표 1에 나타내듯이, 본 발명의 실시의 형태의 동합금은 모두 인장강도(σ_f)가 1000MPa 이상, 도전율(δ)이 30%IACS 이상이고, 강도 및 도전성이 뛰어난 것이 확인되었다. 또, 판두께(t)와 최소 휨반경(R_min)의 비(R_min/t)가 0.42인 경우에도 균열이 발생하고 있지 않고, 휨가공성도 뛰어난 것이 확인되었다.

비교예로서 마찬가지의 제조 방법에 의해 다른 조건으로 제조된 동합금(비교 시료 1~22)에 대해, 그 조성 등을 정리하여 표 2에 나타낸다.

표 2에 나타내듯이, 비교 시료 1 및 11은 Zr 및 Hf 중 1종 또는 2종의 첨가 원소군의 첨가량이 2.5원자% 미만이고, 인장강도가 떨어진다. 또, 비교 시료 2 및 12는 Zr 및 Hf 중 1종 또는 2종의 첨가 원소군의 첨가량이 4.0원자%보다 많고, 휨가공성이 떨어진다. 비교 시료 3, 5, 7, 9는 Cr, Ni, Mn 및 Ta 중 1종 또는 2종 이상의 첨가 원소군의 첨가량이 0.1원자% 이하이고, 라멜라 간격이 크고, 인장강도가 떨어진다. 비교 시료 4, 6, 8, 10은 Cr, Ni, Mn 및 Ta 중 1종 또는 2종 이상의 첨가 원소군의 첨가량이 1.5원자%보다 많고, 도전율 및 휨가공성이 떨어진다. 비교 시료 13 및 14는 Ti 및 Al 중 1종 또는 2종의 첨가 원소군의 첨가량이 0.2원자%보다 많고, 인장강도 및 휨가공성이 떨어진다.

비교 시료 15~22는 표 1의 실시예 1과 동일한 조성을 가지지만, 비교 시료 15는 모합금의 급랭 응고를 행하지 않고, 2차 덴드라이트 암 간격 및 라멜라 간격이 크고, 인장강도, 도전율 및 휨가공성이 떨어진다. 비교 시료 16은 냉간 가공을 하고 있지 않고(압연 무), 인장강도 및 휨가공성이 떨어진다. 비교 시료 17은 냉간 가공률이 81% 미만이고, 인장강도가 떨어진다. 비교 시료 18은 냉간 가공률이 99.5%를 넘고 있고, 냉간 가공 중에 크랙이 발생하여 건전한 동합금을 제조할 수가 없다.

비교 시료 19는 시효 열처리의 온도가 300℃ 미만으로 미(未)시효이고, 시효 열처리 중에 크랙이 발생하여 건전한 동합금을 제조할 수가 없다. 비교 시료 20은 시효 열처리의 온도가 450℃보다 높아 과시효이고, 인장강도가 떨어진다. 비교 시료 21은 시효 열처리의 시간이 0.5시간 미만으로 미시효이고, 도전율이 떨어진다. 비교 시료 22는 시효 열처리의 시간이 2시간을 넘어 과시효이고, 시효 열처리 중에 크랙이 발생하여 건전한 동합금을 제조할 수가 없다.

이와 같이, 비교 시료 1~22에서는 인장강도(σ_f)가 1000MPa 이상, 도전율(δ)이 30%IACS 이상, 및 균열이 발생하지 않는 판두께(t)와 최소 휨반경(R_min)의 비(R_min/t)가 1 이하인 휨가공성의 어느 것인가를 만족시킬 수가 없어, 이들 모두를 겸비할 수 없다.

산업상 이용가능성

본 발명에 관계되는 동합금은 휴대전화 등으로 대표되는 소형 정보기기의 커넥터용 전기 접점 스프링 부재로서 이용 가능한 강도, 도전성 및 휨가공성을 겸비하고 있어 유용하다.

1　모합금
2　석영 노즐
2a　오리피스
3　고주파 코일
4　주형

Claims

원자%에 의한 조성이 조성식： Cu₁₀₀ _－a－b－c(Zr, Hf)_a(Cr, Ni, Mn, Ta)_b(Ti, Al)_c［식 중 2.5≤a≤4.0, 0.1＜b≤1.5, 0≤c≤0.2, (Zr, Hf)는 Zr 및 Hf 중 1종 또는 2종, (Cr, Ni, Mn, Ta)는 Cr, Ni, Mn 및 Ta 중 1종 또는 2종 이상, (Ti, Al)은 Ti 및 Al 중 1종 또는 2종］로 표시되고, 평균 2차 덴드라이트 암 간격이 2㎛ 이하인 Cu 초정과, 준안정 Cu₅(Zr, Hf) 화합물상 및 Cu상으로 구성된 라멜라 간격이 0.2㎛ 이하인 공정 매트릭스를 가지는 것을 특징으로 하는 동합금.
제1항에 있어서,
냉간 가공에 의해 상기 Cu 초정과 상기 공정 매트릭스가 서로 층상 조직을 이루고 있는 것을 특징으로 하는 동합금.
제2항에 있어서,
상기 냉간 가공은 압연 가공이고, 상기 냉간 가공 후에 시효 열처리를 행함으로써, 인장강도가 1000MPa 이상, 도전율이 30%IACS 이상, 시효 열처리 후에 판두께 방향 및 압연 방향에 대해서 직교 방향으로 휨가공했을 때에, 균열이 발생하지 않는 판두께(t)와 최소 휨반경(R_min)의 비(R_min/t)가 1 이하로 되어 있는 것을 특징으로 하는 동합금.
원자%에 의한 조성이 조성식： Cu₁₀₀ _－a－b－c(Zr, Hf)_a(Cr, Ni, Mn, Ta)_b(Ti, Al)_c［식 중 2.5≤a≤4.0, 0.1＜b≤1.5, 0≤c≤0.2, (Zr, Hf)는 Zr 및 Hf 중 1종 또는 2종, (Cr, Ni, Mn, Ta)는 Cr, Ni, Mn 및 Ta 중 1종 또는 2종 이상, (Ti, Al)은 Ti 및 Al 중 1종 또는 2종］로 표시되는 조성으로 되도록, 각 원소를 조합한 모합금을 용해하고, 그 후 상기 모합금을 급랭 응고하는 것을 특징으로 하는 동합금의 제조 방법.
제4항에 있어서,
상기 급랭 응고 후, 평균 2차 덴드라이트 암 간격이 2㎛ 이하인 Cu 초정과, 준안정 Cu₅(Zr, Hf) 화합물상 및 Cu상으로 구성된 라멜라 간격이 0.2㎛ 이하인 공정 매트릭스가 서로 층상 조직을 이루도록, 가공률이 81% 이상 99.5% 이하인 냉간 가공을 행하는 것을 특징으로 하는 동합금의 제조 방법.
제5항에 있어서,
상기 냉간 가공을 행한 후, 300~450℃의 온도 범위에서 0.5~2시간의 시효 열처리를 행하는 것을 특징으로 하는 동합금의 제조 방법.