WO2005087957A1

WO2005087957A1 - 銅合金およびその製造方法

Info

Publication number: WO2005087957A1
Application number: PCT/JP2005/003502
Authority: WO
Inventors: Yasuhiro Maehara; Mitsuharu Yonemura; Keiji Nakajima; Tsuneaki Nagamichi
Original assignee: Sumitomo Metal Industries, Ltd.
Priority date: 2004-03-12
Filing date: 2005-03-02
Publication date: 2005-09-22
Also published as: CA2559103A1; US20070062619A1; KR20060120276A; EP1731624A4; TW200538562A; EP1731624A1

Abstract

　所定の化学組成を有し、残部が銅および不純物からなり、粒径が１μｍ以上の析出物および介在物の合計個数が下記(1)式で示される関係を満足する銅合金。この銅合金は、溶製、鋳造後、少なくとも鋳造直後の鋳片温度から450°Cまでの温度域において0.5°C／s以上の冷却速度で冷却することにより得られる。この冷却後、600°C以下の温度域で加工した後、150～750°Cの温度域で30秒以上保持する熱処理に供することが望ましく、この加工および熱処理を複数回行うことが更に望ましい。　　logＮ≦0.4742＋17.629×exp（−0.1133×Ｘ）　　　・・・(1) 　但し、Ｎは単位面積当たりの析出物および介在物の合計個数（個／mm2）、Ｘは析出物および介在物の粒径（μｍ）である。　　

Description

明細書

銅合金およびその製造方法

技術分野

[0001] 本発明は、溶体化処理を必要とせずに安価に製造でき、しかも機械的性質と電気伝導度が共に優れた銅合金およびその製造方法に関する。この銅合金の用途としては、電気電子部品、安全工具などが挙げられる。

[0002] 電気電子部品としては、例えば下記のものがある。エレクトロニクス分野ではバソコン用コネクタ、半導体ソケット、光ピックアップ、同軸コネクタ、 ICチェッカーピンなどが挙げられる。コミュニケーション分野では携帯電話部品（コネクタ、ノッテリー端子、ァンテナ部品）、海底中継器筐体、交換機用コネクタなどが挙げられる。自動車分野ではリレー、各種スィッチ、マイクロモータ、ダイヤフラム、各種端子類などの種々の電装部品が挙げられる。航空 ·宇宙分野では航空機用ランディングギアなどが挙げられる。医療 ·分析機器分野では医療用コネクタ、産業用コネクタなどが挙げられる。家電分野ではエアコン等家電製品用リレー、ゲーム機用光ピックアップ、カードメディアコネクタなどが挙げられる。

[0003] 安全工具としては、例えば、弾薬庫や炭坑等、火花から引火して爆発する危険性がある場所で用いられる掘削棒やスパナ、チェーンブロック、ハンマー、ドライバー、ペンチ、 -ッパなどの工具がある。

背景技術

[0004] 従来、上記の電気電子部品に用いられる銅合金としては、 Beの時効析出による強化を狙った Cu-Be合金が知られており、この合金には相当量の Beが含まれる。この合金は、引張強度と導電率の双方が優れるので、ばね用材料などとして広く使用されている。し力しながら、 Cu-Be合金の製造工程およびこの合金を各種部品へ力卩ェする工程にお!、て Be酸化物が生成する。

[0005] Beは Pb、 Cdに次いで環境に有害な物質である。特に、従来の Cu-Be合金には相当量の Beが含まれるため、銅合金の製造、加工においては、 Be酸化物の処理工程を設ける必要があり、製造コストが上昇し、電気電子部品のリサイクル過程で問題となる。このように、 Cu-Be合金は、環境問題に照らして問題のある材料である。このため、 Be等の環境に有害な元素を極力低減させ、引張強度と導電率の双方が優れる材料の出現が待望されている。

[0006] 特許文献 1には、コルソン系と呼ばれる Ni Siを析出させた銅合金が提案されている

2

。このコルソン系合金は、その引張強度が 750— 820MPaで導電率が 40%程度であり、 Be等の環境に有害な元素を含まない合金の中では、比較的、引張強度と導電率とのバランスがよ、ものである。

[0007] し力しながら、この合金は、その高強度化および高導電率ィ匕のいずれにも限界があり、以下に示すように製品ノリエーシヨンの点で問題が残る。この合金は、 Ni Siの析

2 出による時効硬化性を持つものである。そして、 Niおよび Siの含有量を低減して導電率を高めると、引張強度が著しく低下する。一方、 Ni Siの析出量を増すために Niおよ

2

び Siを増量しても、引張強度の上昇に限界があり、しかも導電率が著しく低下する。このため、コルソン系合金は、引張強度が高い領域および導電率が高い領域での引張強度と導電率のバランスが悪くなり、ひいては製品ノリエーシヨンが狭くなる。これは、下記の理由による。

[0008] 合金の電気抵抗 (または、その逆数である導電率）は、電子散乱によって決定されるものであり、合金中に固溶した元素の種類によって大きく変動する。合金中に固溶した Niは、電気抵抗値を著しく上昇させる（導電率を著しく低下させる）ので、上記のコルソン系合金では、 Niを増量すると導電率が低下する。一方、銅合金の引張強度は、時効硬化作用により得られるものである。引張強度は、析出物の量が多いほど、また、析出物が微細に分散するほど、向上する。コルソン系合金の場合、析出粒子は Ni Siのみであるため、析出量の面でも、分散状態の面でも、高強度化に限界があ

2

る。

[0009] 特許文献 2には Cr、 Zr等の元素を含み、表面硬さおよび表面粗さを規定したワイヤ一ボンディング性の良好な銅合金が開示されて、る。その実施例に記載されるように、この銅合金は、熱間圧延および溶体化処理を前提として製造されるものである。

[0010] しかし、熱間圧延を行うには、熱間割れ防止やスケール除去のために表面手入れの必要があり、歩留が低下する。また、大気中で加熱されることが多いので、 Si、 Mg、 Al等の活性な添加元素が酸ィ匕しやすい。このため、生成した粗大な内部酸化物が最終製品の特性劣化を招くなど、問題が多い。さらに、熱間圧延や溶体化処理には、膨大なエネルギーを必要とする。このように、引用文献 2に記載の銅合金では、熱間加工および溶体化処理を前提とするので、製造コストの低減および省エネルギー化等の観点力の問題があるとともに、粗大な酸ィ匕物の生成等に起因する製品特性（引張強度および導電率のほか、曲げ加工性や疲労特性など)が劣化するという問題を招来する。

[0011] 一方、前記の安全工具用材料としては、工具鋼に匹敵する機械的性質、例えば強度ゃ耐摩耗性が要求されるとともに、爆発の原因となる火花が出ないこと、すなわち耐火花発生性に優れることが要求される。このため、安全工具用材料にも、熱伝導性の高い銅合金、特に Beの時効析出による強化を狙った Cu— Be合金が多用されてきた。前述のように、 Cu— Be合金は環境上の問題が多い材料である力それにもかかわらず、 Cu— Be合金が安全工具用材料として多用されてきたのは次の理由による。

[0012] 図 1は、銅合金の導電率〔IACS (%)〕と熱伝導度〔TC (WZm'K)〕との関係を示す図である。図 1に示すように、両者はほぼ 1 : 1の関係にあり、導電率〔IACS (%；)〕を高めることは熱伝導度〔TC (W/m-K)〕を高めること、言、換えれば耐火花発生性を高めることに他ならない。工具の使用時に打撃等による急激な力が加わると、火花が発生するのは、衝撃等により発生する熱によって合金中の特定の成分が燃焼するためである。非特許文献 1に記載のとおり、鋼は、その熱伝導度が銅のそれの 1Z5以下と低いため、局所的な温度上昇が発生しやすい。鋼は、 Cを含有するので、「c + o→

2

CO」の反応を起こして火花を発生させるのである。事実、 Cを含有しない純鉄では

2

火花が発生しないことが知られている。他の金属で火花を発生しやすいのは、 Ήまたは Ti合金である。これは、 Tiの熱伝導度が銅のそれの 1Z20と極めて低ぐしかも、「Ti + 0→TiO」の反応が起こるためである。なお、図 1は、非特許文献 2に示されるデ

2 2

ータを整理したものである。

[0013] しかし、前述のように導電率〔IACS (%；)〕と引張強さ〔TS (MPa)〕とはトレードオフの関係にあり、両者を同時に高めることは極めて困難で、従来にあっては工具鋼並みの高い引張強度を有しながら十分に高い熱伝導度 TCを具備する銅合金としては、上記の Cu— Be合金以外になかったためである。

[0014] 特許文献 1：特許第 2572042号公報

特許文献 2：特許第 2714561号公報

非特許文献 1 :工業加熱、 Vol.36, No.3(1999)、（社）日本工業炉協会発行、 59頁非特許文献 2 :伸銅品データブック、平成 9年 8月 1日、日本伸銅協会発行、 328— 355頁

発明の開示

発明が解決しょうとする課題

[0015] 本発明の第 1の目的は、製品ノリエーシヨンが豊富であり、延性および加工性にも優れ、更に、安全工具用材料に要求される性能、即ち、熱伝導度、耐摩耗性および耐火花発生性にも優れる銅合金をも提供することにある。本発明の第 2の目的は、上記の銅合金の製造方法を提供することである。

[0016] 「製品ノリエーシヨンが豊富である」とは、添加量および Zまたは製造条件を微調整することにより、導電率および引張強度のバランスを Cu— Be合金と同程度またはそれ以上の高ヽレベルから、従来知られて!/ヽる銅合金と同程度の低!ヽレベルまで調整することができることを意味する。

[0017] なお、「導電率および引張強度のバランスが Cu— Be合金と同程度またはそれ以上の高いレベルである」とは、具体的には下記の (a)式を満足するような状態を意味する

。以下、この状態を「引張強度と導電率のバランスが極めて良好な状態」と呼ぶこととする。

TS≥ 648.06 + 985.48 X exp (—0.0513 X IACS) - - -(a)

但し、（a)式中の TSは引張強度 (MPa)を意味し、 IACSは導電率 (%)を意味する。

[0018] 曲げカ卩ェ性についても Cu-Be系合金等の従来の合金と同等のレベル以上であることが望ましい。具体的には、試験片に様々な曲率半径で 90° 曲げ試験を実施し、割れが発生しない最小の曲率半径 Rを測定し、これと板厚 tとの比 B (=RZt)により曲げカ卩ェ性を評価できる。曲げカ卩ェ性の良好な範囲は、引張強度 TSが 800MPa以下の板材では B≤ 2.0を満たすもの、引張強度 TSが 800MPaを超える板材では下記の (b) 式を満たすものとする。 B≤41.2686-39.4583 X expH(TS-615.675)/2358.08}²] · · '(b)

[0019] 安全工具としての銅合金には、上記のような引張強度 TSおよび導電率 IACSの特性のほか、耐摩耗性も要求される。従って、安全工具用銅合金の場合、耐摩耗性としても工具鋼と同等のレベルであることが必要である。具体的には、室温下における硬さがビッカース硬さで 250以上であることを耐摩耗性が優れることとする。

課題を解決するための手段

[0020] 本発明は下記の (A)— (C)に示す銅合金および下記の (D)に示す銅合金の製造方法を要旨とする。

[0021] (A) Zn、 Sn、 Ag、 Mn、 Fe、 Co、 Al、 Niゝ Siゝ Mo、 V、 Nb、 Ta、 W、 Ge、 Teおよび Seの中力選ばれた 1種または 2種以上の合計で 0.1— 20質量％含み、残部が銅および不純物からなり、合金中に存在する析出物および介在物のうち粒径が： L m以上のものの粒径と、析出物および介在物の合計個数とが下記 (1)式で示される関係を満足することを特徴とする銅合金。

logN≤ 0.4742 + 17.629 X exp (—0.1133 XX) · · · (1)

但し、 Nは単位面積当たりの析出物および介在物の合計個数 (個 Zmm²)、 Xは析出物および介在物の粒径 ( μ m)を意味する。

[0022] (B)質量⁰ /₀で、 Ti: 0.01—5%、 Zr: 0.01— 5%および Hf: 0.01— 5%の中力ら選ばれたヽずれ力 1種を含有し、更に、 Zn、 Sn、 Ag、 Mn、 Fe、 Co、 Al、 Niゝ Siゝ Mo、 V、 Nb、 Ta 、 W、 Ge、 Teおよび Seの中力も選ばれた 1種または 2種以上の合計で 0.01— 20%含み、残部が銅および不純物からなり、合金中に存在する析出物および介在物のうち粒径が 1 m以上のものの粒径と、析出物および介在物の合計個数とが下記 (1)式で示される関係を満足することを特徴とする銅合金。

logN≤ 0.4742 + 17.629 X exp (—0.1133 XX) · · · (1)

[0023] (C)質量％で、 Cr: 0.01— 5%を含有し、更に、 Zn、 Sn、 Ag、 Mn、 Fe、 Co、 Al、 Ni、 Si、 Mo、 V、 Nb、 Ta、 W、 Ge、 Teおよび Seの中力も選ばれた 1種または 2種以上の合計で 0.01— 20%含み、残部が銅および不純物からなり、合金中に存在する析出物および介在物のうち粒径が 1 μ m以上のものの粒径と、析出物および介在物の合計個数とが下記 (1)式で示される関係を満足することを特徴とする銅合金。

logN≤ 0.4742 + 17.629 X exp (—0.1133 XX) · · · (1)

[0024] 上記の (A)から (C)までのいずれかに記載の銅合金は、銅の一部に代えて、更に Mg 、 Li、 Caおよび希土類元素の中力選ばれた 1種または 2種以上の合計で 0.001— 2 質量⁰ /₀、および/または、更に P、 B、 Biゝ Tl、 Rb、 Cs、 Sr、 Ba、 Tc、 Re、 Os、 Rh、 In、 Pd、 Po、 Sb、 Au、 Ga、 S、 Cd、 Asおよび Pbの中力選ばれた 1種または 2種以上の合計で 0.001— 3質量⁰ /₀含有してもよい。または更に、 0.1— 5質量⁰ /₀の Beを含んでもよい。これらの合金は、少なくとも 1種の合金元素の微小領域における平均含有量の最大値と平均含有量の最小値との比が 1.5以上であることが望ましい。また、これらの合金の結晶粒径は、 0.01— 35 μ mであることが望ましい。

[0025] (D)上記の (A)から (C)までの、ずれか〖こ記載の化学組成を有する銅合金を溶製し、铸造して得た铸片を、少なくとも铸造直後の铸片温度から 450°Cまでの温度域において 0.5°CZs以上の冷却速度で冷却することを特徴とする、合金中に存在する析出物および介在物のうち粒径が: L m以上のものの粒径と、析出物および介在物の合計個数とが下記 (1)式で示される関係を満足する銅合金の製造方法。

logN≤ 0.4742 + 17.629 X exp (—0.1133 XX) · · · (1)

[0026] 上記の冷却後に、 600°C以下の温度域で加工、または更に、 150— 750°Cの温度域で 30秒以上保持する熱処理を施すことが望ま、。 600°C以下の温度域での加工および 150— 750°Cの温度域で 30秒以上保持する熱処理を複数回実施してもよい最後の熱処理の後に、 600°C以下の温度域での加工を行ってもよ！、。

[0027] 本発明において析出物とは金属もしくは銅と添加元素との化合物、または添加元素同士の化合物等であり、例えば、 Ti添加材では Cu Ti、 Zr添加材では Cu

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Zr、また、 Cr添加剤では金属 Crがそれぞれ析出する。また、介在物とは金属酸化物、金属炭化物、金属窒化物等である。

発明を実施するための最良の形態

[0028] 以下、本発明の実施の形態について説明する。なお、以下の説明において、各元素の含有量にっ、ての「％」は「質量％」を意味する。

[0029] 1.本発明の銅合金について

(a) 化学組成について

本発明の銅合金は、 Zn、 Sn、 Ag、 Mn、 Fe、 Co、 Al、 Ni、 Si、 Mo、 V、 Nb、 Ta、 W、 Ge 、 Teおよび Se (以下、これらの元素を「第 1群元素」と呼ぶ）の中力選ばれた 1種をそれぞれ 0.1— 20%、または 2種以上を合計で 0.1— 20%含み、残部が銅および不純物からなる化学組成を有する。

[0030] これらの元素は、ヽずれも強度と導電率のバランスを維持しつつ、耐食性おょび耐熱性を向上させる効果を有する元素である。この効果は、これらの元素が合計で 0.1 %以上含有されているときに発揮される。しかし、これらの含有量が過剰な場合には、導電率が低下する。従って、これらの元素を含有させる場合には、 1種または 2種以上の合計含有量で 0.1— 20%の範囲とする必要がある。特に Agおよび Snは微細析出により高強度化に寄与するので、積極的に利用するのが好ましい。なお、下記の第 2 元素が含まれる場合は、第 2元素により強度を確保できるので、第 1元素の下限値は 0.01%まで下げることができる。

[0031] 本発明の合金は、銅の一部に代えて、 Ti: 0.01— 5%、 Zr: 0.01— 5%および Hf:

0.01— 5%の中力も選ばれたいずれ力 1種を含有してもよぐ Cr: 0.01— 5.0%を含有してもよい。以下、これらの元素を「第 2群元素」と呼ぶ。

[0032] Ti: 0.01— 5%、 Zr: 0.01— 5%および Hf: 0.01— 5%の中力ら選ばれたいずれ力 1種

Ti、 Zrまたは Hfは、いずれも引張強度を向上させるのに有効な元素であるため、これらの元素のいずれか 1種を本発明の銅合金に含有させてもよい。強度向上の効果は、これらの元素の含有量が 0.01%以上の場合に顕著となる。しかし、その含有量が 5%を超えると、強度は上昇するものの導電性が劣化する。さらに、铸造時に Ti、 Zrまたは Hfの偏析を招いて均質な铸片が得られにくくなり、その後の加工時に割れや欠けが発生しやすくなる。従って、 Ti、 Zrおよび Hfのいずれか 1種を含有させる場合の含有量は、ずれも 0.01— 5.0%とするのが望まし、。引張強度と導電率のバランスが極めて良好な状態を得るためには、これらの元素を 0.1%以上含有させるのがより望ましい。

[0033] Cr: 0.01— 5%

Crは、電気抵抗を上昇させることなぐ引張強さを向上させるのに有効な元素である。その効果を得るためには、 0.01%以上含有させるのが望ましい。特に、 Cu— Be合金と同程度またはそれ以上の引張強度と導電率のバランスが極めて良好な状態を得るためには、 0.1%以上含有させるのが望ましい。一方、 Cr含有量が 5%を超えると、金属 Crが粗大に析出して曲げ特性、疲労特性等に悪影響を及ぼす。従って、 Crを含有させる場合には、その含有量を 0.01— 5%とするのが望ましい。

[0034] 本発明の銅合金は、高温強度を上げる目的で、銅の一部に代えて、 Mg、 Li、 Caおよび希土類元素の中力選ばれた 1種をそれぞれ 0.001— 2%、または 2種以上を合計で 0.001— 2%含むのが望ましい。以下、これらを「第 3群元素」と呼ぶ。

[0035] Mg、 Li、 Caおよび希土類元素は、銅マトリックス中の酸素原子と結びついて微細な酸ィ匕物を生成して高温強度を上げる元素である。その効果は、これらの元素の合計含有量が 0.001%以上のときに顕著となる。しかし、その含有量が 2%を超えると、上記の効果が飽和し、しかも導電率を低下させ、曲げ加工性を劣化させる等の問題がある。従って、 Mg、 Li、 Caおよび希土類元素の中力も選ばれた 1種または 2種以上を含有させる場合の合計含有量は 0.001— 2%が望ましい。なお、希土類元素は、 Sc、 Yおよびランタノイドを意味し、それぞれの元素の単体を添加してもよぐまた、ミツシュメタノレを添力！]してちょ、。

[0036] 本発明の銅合金は、合金の铸込み時の液相線と固相線の幅（ ΔΤ)を拡げる目的で、銅のー咅に代免て、 P、 B、 Biゝ Tl、 Rb、 Cs、 Sr、 Ba、 Tc、 Re、 Os、 Rh、 In、 Pd、 Po、 Sb、 Au、 Ga、 S、 Cd、 Asおよび Pbの中力選ばれた 1種をそれぞれ 0.001— 3%、または 2種以上を合計で 0.001— 3%含むのが望ましい。 As、 Pdおよび Cdは有害な元素であるので、極力用いないことが望ましい。以下、これらを「第 4群元素」と呼ぶ。なお、 ΔΤは、急冷凝固の場合には、いわゆる過冷現象により大きくなる力ここでは、目安として熱平衡状態での Δ Tにつ、て考える。 [0037] これらの元素は、いずれも固相線を低下させて ΔΤを拡げる効果がある。この ΔΤが大きいと、铸込み後から凝固するまでに一定時間を確保できるので、铸込みが容易になるが、 ΔΤが広すぎると、低温域での耐力が低下し、凝固末期に割れが生じる、いわゆるハンダ脆性が生じる。このため、 ΔΤは 50— 200°Cの範囲とするのが好ましい

[0038] C、 Nおよび Oは通常不純物として含まれる元素である。これらの元素は合金中の金属元素と炭化物、窒化物および酸化物を形成する。これらの析出物または介在物が微細であれば、後述する金属もしくは銅と添加元素との化合物、または添加元素同士の化合物等の析出物と同様に合金の強化、特に高温強度を上げる作用があるので、積極的に添加してもよい。例えば、 Oは酸ィ匕物を形成して高温強度を上げる効果を有する。この効果は、 Mg、 Li、 Caおよび希土類元素、 Al、 Si等の酸化物を作りやすい元素を含有する合金において得られやすい。ただし、その場合も固溶 Oが残らないような条件を選定する必要がある。残留固溶酸素は、水素雰囲気下での熱処理時に H Oガスとなって水蒸気爆発を起こす、いわゆる水素病を発生し、ブリスター等

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が生成して製品の品質を劣化させることがあるので、注意を要する。

[0039] これらの元素がそれぞれ 1%を超えると粗大析出物または介在物となり、延性を低下させる。よって、それぞれ 1%以下に制限することが好ましい。更に好ましいのは、 0.1%以下である。また、 Hは、合金中に不純物として含まれると、 Hガスが合金中に

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残り、圧延疵等の原因となるので、その含有量はできるだけ少ないことが望ましい。

[0040] Beは、導電率を大きく損ねずに合金の析出強化に寄与する元素である。この効果を得るためには 0.1質量％以上含有させるのが望ましい。しかし、その含有量が 5%を超えると、導電率が低下するばかりでなぐ延性が低下して圧延、曲げ加工等における加工性が劣化する。従って、 Beを含有させる場合には、その含有量を 0.1— 5%とするのが望ましい。

[0041] (b) 析出物および介在物の合計個数について

本発明の銅合金においては、合金中に存在する析出物および介在物のうち粒径力 m以上のものの粒径と、析出物および介在物の合計個数とが下記 (1)式で示される関係を満足することが必要である。 logN≤ 0.4742 + 17.629 X exp (—0.1133 X X) · · · (1)

但し、 Nは単位面積当たりの析出物および介在物の合計個数 (個 Zmm²)、 Xは析出物および介在物の粒径 m)を意味する。（1)式には、析出物および介在物の粒径の測定値力 1.0 μ m以上 1.5 μ m未満の場合、 X= lを代入し、「 α— 0.5」 μ m以上「 a + 0.5」 μ m未満の場合、 Χ= α ( αは 2以上の整数）を代入すればよい。

[0042] 本発明の銅合金では、金属もしくは銅と添加元素との化合物、または添加元素同士の化合物等の析出物を微細に析出させることによって、導電率を低下させることなく強度を向上させることができる。これらは、析出硬化により強度を高める。固溶した Cr、 Tiおよび Zrは析出によって減少して銅マトリックスの導電性が純銅のそれに近づ

<o

[0043] しかし、これらの析出物および金属酸ィ匕物、金属炭化物、金属窒化物等の介在物の粒径が 20 m以上と粗大に析出すると、延性が低下して例えばコネクタへの加工時の曲げ加工や打ち抜き時に割れや欠けが発生し易くなる。また、使用時に疲労特性ゃ耐衝撃特性に悪影響を及ぼすことがある。特に、凝固後の冷却時に粗大な Ti- Cr化合物が生成すると、その後の加工工程で割れや欠けが生じやすくなる。また、時効処理工程で硬さが増加しすぎるので、これらの析出物等の微細析出を阻害し、銅合金の高強度化ができなくなる。このような問題は、合金中に存在する析出物および介在物のうち粒径が 1 μ m以上のものの粒径と、析出物および介在物の合計個数と上記 (1)式で示される関係を満たさない場合に顕著となる。

[0044] このため、本発明では、合金中に存在する析出物および介在物のうち粒径が 1 m 以上のものの粒径と、析出物および介在物の合計個数と上記 (1)式で示される関係を満足することを必須要件として規定した。望まヽ析出物および介在物の合計個数は、下記 (2)式で示される関係を満たす場合であり、更に望ましいのは、下記 (3)式で示される関係を満たす場合である。なお、これらの粒径と、析出物および介在物の合計個数とは、実施例に示す方法により求められる。

logN≤ 0.4742 + 7.9749 X exp (—0.1133 X X) · · · (2)

logN≤ 0.4742 + 6.3579 X exp (—0.1133 X X) · · · (3)

[0045] (c) 少なくとも 1種の合金元素の微小領域における平均含有量の最大値と含有量の最小値との比について

銅合金中に合金元素の濃度が異なる領域が微細に混在した組織、すなわち周期的な濃度変化が生じると、各元素のミクロ拡散を抑制し、粒界移動を抑制するので、微細結晶粒組織が得やすいという効果がある。その結果、いわゆるホールべツチ則に従い、銅合金の強度'延性が向上する。微小領域とは、 0.1— 1 μ m径からなる領域をいい、実質的には X線分析したときの照射面積と対応する領域を言う。

[0046] なお、本発明における合金元素濃度が異なる領域とは、以下の 2種類である。

(1)基本的に Cuと同じ fee構造を持つが、合金元素濃度の異なる状態。合金元素濃度が異なるので、同じ fcc構造でありながら一般には格子定数が異なり、加工硬化の程度も当然異なる。

(2) fcc母相中に微細な析出物が分散する状態。合金元素濃度が異なるので、加工 · 熱処理を経た後の析出物の分散状況も当然異なる。

[0047] 微小領域における平均含有量とは、 X線分析において一定の 1 μ m以下のビーム径に絞ったときの分析面積での値、すなわち該領域における平均値を意味する。 X 線分析であれば、フィールドェミッションタイプの電子銃を有する分析装置が望ましヽ。分析手段については、濃度周期の 1/5以下の分解能を持った分析手法が望ましく、更に望ましくは 1/10である。この理由は、濃度周期に対して分析領域が大きすぎると全体が平均化されて濃度差が現れにくくなるためである。一般的にはプローブ径が 1 μ m程度の X線分析法で測定できる。

[0048] 材料特性を決定するのは母相中における合金元素濃度と微細析出物であり、本発明では微細析出物を含めた微小領域の濃度差を問題にする。したがって、 1 μ m以上の粗大析出物や粗大介在物力のシグナルは外乱要因となる。しかし、工業材料力も粗大析出物あるいは粗大介在物を完全に除去するのは困難であり、分析時には上記の粗大析出物'介在物からの外乱要因を除去する必要がある。そのためには以下のようにする。

[0049] すなわち、まず、材料にもよるが、プローブ径が 1 μ m径程度の X線分析装置で線分析を行って濃度の周期構造を把握する。上述のようにプローブ径が濃度周期の

1/5程度以下になるように分析方法を決定する。次いで周期が 3回程度以上現れる十分な長さの線分析長さを決定する。この条件で m回（10回以上が望ましい）の線分析を行! \それぞれの線分析結果につ!、て濃度の最大値と最小値を決定する。

[0050] 最大値と最小値の数は mとなる力それぞれについて値の大きい方から 2割をカットして平均化する。以上によって、上述の粗大析出物 ·介在物力のシグナルは外乱要因を除去できる。

[0051] 前述した外乱要因を除去した最大値および最小値の比によって、濃度比を求める。なお、濃度比は、 1 m程度以上の周期的な濃度変化を有する合金元素について求めればよぐスピノーダル分解や微細析出物のような 10應程度以下の原子レベルの濃度変化は考慮しない。

[0052] 合金元素が微細に分布することによって延性が向上する理由につ!/、てやや詳細に説明する。合金元素の濃度変化が生じると、高濃度部分と低濃度部分とで材料の固溶硬化の程度、あるいは上述のように析出物の分散状況が異なるので、両部分で機械的性質が異なってくる。このような材料の変形中には、まず、相対的に軟らかい低濃度部分が加工硬化し、次いで相対的に硬い高濃度部分の変形が始まる。言い換えると、材料全体では複数回の加工硬化が起こるので、例えば引張変形の場合には高い伸びを示すことになり、別の延性向上効果が現れる。力べして、合金元素の周期的な濃度変化が生じた合金では、導電率および引張強度のノンスを保ちながら、曲げ加工時等に有利な高延性を発揮できる。

[0053] なお、電気抵抗 (導電率の逆数）は、主として電子移動が固溶元素の散乱に起因して低下する現象に対応しており、結晶粒界のようなマクロな欠陥にはほとんど影響されな、ので、上記の細粒組織によって導電率が低下することはな、。

[0054] これらの効果は、母相中における少なくとも 1種の合金元素の微小領域における平均含有量の最大値と平均含有量の最小値の比（以下、単に「濃度比」という。）が 1.5 以上である場合に顕著となる。濃度比は、上限を特に定めないが、濃度比が大き過ぎると、 Cu合金の持つ fee構造が保てなく恐れがある他、電気化学特性の差が大きくなりすぎて局部腐食を起こしやすくなるなどの弊害が出る可能性がある。従って、濃度比は、好ましくは 20以下、さらに好ましくは 10以下とするのがよい。

[0055] (d) 結晶粒径について

銅合金の結晶粒径を細かくすると、高強度化に有利であるとともに、延性も向上して曲げ加工性などが向上する。しかし、結晶粒径が 0.01 mを下回ると高温強度が低下しやすくなり、 35 mを超えると延性が低下する。従って、結晶粒径は 0.01— 35 mであるのが望ましい。更に望ましい粒径は 0.05— 30 mである。もっとも望ましいのは、 0.1—25 ！!1でぁる。

[0056] 2.本発明の銅合金の製造方法について

本発明の銅合金においては、金属もしくは銅と添加元素との化合物、または添加元素同士の化合物等の微細析出を妨げる金属酸化物、金属炭化物、金属窒化物等の介在物が铸片の凝固直後の時点で生成しやすい。このような介在物は、仮に、铸造後に溶体化処理を施し、この溶体ィ匕温度を上げても固溶ィ匕させるのは困難である。高温での溶体化処理は、介在物の凝集、粗大化を招くだけである。

[0057] そこで、本発明の銅合金の製造方法にお!ヽては、上記の化学組成を有する銅合金を溶製し、铸造して得た铸片を、少なくとも铸造直後の铸片温度から 450°Cまでの温度域において、 0.5°CZs以上の冷却速度で冷却することによって、合金中に存在する析出物および介在物のうち粒径が 1 μ m以上のものの粒径と、析出物および介在物の合計個数とが下記 (1)式で示される関係を満足させることとした。

logN≤ 0.4742 + 17.629 X exp (—0.1133 XX) · · · (1)

[0058] この冷却後には、 600°C以下の温度域での加工、または更に、 150— 750°Cの温度域で 30秒以上保持する熱処理を施すことが望ま、。 600°C以下の温度域での加工および 150— 750°Cの温度域で 30秒以上保持する熱処理は、複数回実施してもよ!/ヽ。また、最後の熱処理の後に、 600°C以下の温度域での加工を実施してもよい。

[0059] (a) 少なくとも铸造直後の铸片温度から 450°Cまでの温度域における冷却速度： 0.5°CZs以上

金属もしくは銅と添加元素との化合物、または添加元素同士の化合物等の析出物は 280°C以上の温度域で生成する。特に、铸造直後の铸片温度から 450°Cまでの温度域における冷却速度が遅いと、金属酸化物、金属炭化物、金属窒化物等の介在物が粗大に生成し、その粒径が 20 m以上、更には数百/ z mに達することがある。また、上記の析出物も 20 m以上に粗大化する。このような粗大な析出物および介在物が生成した状態では、その後の加工時に割れや折れが発生する恐れがあるだけでなぐ時効工程での上記の析出物の析出硬化作用が損なわれ、合金を高強度化できなくなる。従って、少なくともこの温度域においては、 0.5°CZs以上の冷却速度で铸片を冷却する必要がある。冷却速度は大きい程よぐ好ましい冷却速度は、 2°C/s 以上であり、さらに好ましいのは 10°CZs以上である。

[0060] (b) 冷却後の加工温度： 600°C以下の温度域

本発明の銅合金の製造方法においては、铸造して得た铸片は、所定の条件で冷却された後、熱間圧延や溶体化処理等の熱間プロセスを経ることなぐ加工と時効熱処理の組み合わせのみによって最終製品に至る。

[0061] 圧延、線引き等の加工は、 600°C以下であればよい。例えば、連続铸造を採用する場合には、凝固後の冷却過程でこれらの加工を行ってもよい。 600°Cを超える温度域で力卩ェを行うと、加工時に金属もしくは銅と添加元素との化合物、または添加元素同士の化合物等の析出物が粗大に析出し、最終製品の延性、耐衝撃性、疲労特性を低下させる。また、これらの析出物は、加工時に粗大に析出すると、時効処理において微細に析出することができなくなり、銅合金の高強度化が不十分となる。

[0062] 加工温度は、低いほど加工時の転位密度が上昇するので、引き続いて行う時効処理で金属もしくは銅と添加元素との化合物、または添加元素同士の化合物等の析出物をより微細に析出させることができる。このため、より高い強度を銅合金に与えることができる。従って、好ましいカ卩ェ温度は 450°C以下であり、より好ましいのは 250°C以下である。最も好ましいのは 200°C以下である。 25°C以下でもよい。

[0063] なお、上記の温度域での加工は、その加工率（断面減少率)を 20%以上として行うことが望ましい。より好ましいのは 50%以上である。このような加工率での加工を行えば、それによつて導入された転位が時効処理時に析出核となるので、析出物の微細化をもたらし、また、析出に要する時間を短縮させ、導電性に有害な固溶元素の低減を早期に実現できる。

[0064] (c) 時効処理条件： 150— 750°Cの温度域で 30秒以上保持する

時効処理は、金属もしくは銅と添加元素との化合物、または添加元素同士の化合物等の析出物を析出させて銅合金を高強度化し、あわせて導電性に害を及ぼす固溶元素（Cr、 Ti等）を低減して導電率を向上させるのに有効である。しかし、その処理温度が 150°C未満の場合、析出元素の拡散に長時間を要し、生産性を低下させる。一方、処理温度が 750°Cを超えると、析出物が粗大になりすぎて、析出硬化作用による高強度化ができないばかりか、延性、耐衝撃性および疲労特性が低下する。このため、時効処理を 150— 750°Cの温度域で行うことが望ましい。望ましい時効処理温度は 200— 700°Cであり、更に望ましいのは、 250— 650°Cである。最も望ましいのは、 280— 550°Cである。

[0065] 時効処理時間が 30秒未満の場合、時効処理温度を高く設定しても所望の析出量を確保できず、 72時間を超えると処理費用がかさむ。従って、 150— 750°Cの温度域で時効処理を 30秒以上行うのが望ましい。この処理時間は 5分以上が望ましぐ更には 10分以上が望ましい。最も望ましいのは 15分以上である。処理時間の上限は特に定めないが、処理費用の観点から 72時間以下とするのが望ましい。なお、時効処理温度が高い場合には、時効処理時間を短くすることができる。

[0066] なお、時効処理は、表面の酸ィ匕によるスケールの発生を防ぐために、還元性雰囲気中、不活性ガス雰囲気中または 20Pa以下の真空中で行うのがよい。このような雰囲気下での処理によって優れたメツキ性も確保される。

[0067] 上記の加工と時効処理は、必要に応じて、繰り返して行ってもよい。繰り返し行えば、 1回の処理 (力卩ェおよび時効処理)で行うよりも、短い時間で所望の析出量を得ることができ、金属もしくは銅と添加元素との化合物、または添加元素同士の化合物等の析出物をより微細に析出させることができる。このとき、例えば、処理を 2回繰り返して行う場合には、 1回目の時効処理温度よりも 2回目の時効処理温度を若干低くする（ 20— 70°C低くする）のがよい。このような熱処理を行うのは、 2回目の時効処理温度の方が高い場合、 1回目の時効処理の際に生成した析出物が粗大化するからである。 3回目以降の時効処理においても、上記と同様に、その前に行った時効処理温度より低くするのが望ましい。また、最後の熱処理の後に、 600°C以下の温度域での加工を実施してもよい。

[0068] (d) その他

本発明の銅合金の製造方法において、上記の製造条件以外の条件、例えば溶解

、铸造等の条件については特に限定はないが、例えば、下記のように行えばよい。

[0069] 溶解は、非酸ィ匕性または還元性の雰囲気下で行うのがよい。これは、溶銅中の固溶酸素が多くなると後工程で、水蒸気が生成してブリスターが発生する、いわゆる水素病などが起こるからである。また、酸化しやすい固溶元素、例えば、 Ti、 Cr等の粗大酸化物が生成し、これが最終製品まで残存すると、延性や疲労特性を著しく低下させる。

[0070] 铸片を得る方法は、生産性や凝固速度の点で連続铸造が好ま、が、上述の条件を満たす方法であれば、他の方法、例えばインゴット法でも構わない。また、好ましい铸込温度は、 1250°C以上である。さらに好ましいのは 1350°C以上である。この温度であれば、 Cr、 Tiおよび Zrを十分溶解させることができ、また金属酸化物、金属炭化物、金属窒化物等の介在物、金属もしくは銅と添加元素との化合物、または添加元素同士の化合物等の析出物を生成させな、からである。

[0071] 連続铸造により铸片を得る場合には、銅合金で通常行われる黒鉛モールドを用いる方法が潤滑性の観点力推奨される。モールド材質としては主要な合金元素である Ti、 Crまたは Zrと反応しにくい耐火物、例えばジルコユアを用いてもよい。

実施例 1

[0072] 表 1一 3に示す化学組成を有する銅合金を高周波溶解炉にて真空溶製し、ジルコニァ製の铸型に铸込み、厚さ 12mmの铸片を得た。希土類元素は、各元素の単体またはミッシュメタルを添カ卩した。

[0073] [表 1] 表 1

*は、本発明で ft定される学扭成 ¾外れることを意味する。

表 2

化学組成 (質量％、残部 Cuおよぴ不純物)

合金

第 f元素 *

第 1 兀斗第 4群元素 ^ Ψ Be

No. i Zr Hf Cr

26 1.01Mb 1.01 1.32 ― ― - ― ― ― ―

27 0.99Co 0.99 1.22 ― ― O.OlMg 0.01 ― ―

28 0.98Fe 0.98 1.52 ― ― O.OlMg 0.01 0.008F, 0.01B 0.018 ―

29 0.5V, 0.2Ag 0,7 1.98 ― - ― ― 0.Ο09ΒΪ 0.009 ―

OOs 3.0*

30* 12.5Ni, 5.1Si, 5.6Nb 23.2* 1.55 ― 1.5Mg, l.OLa 2.5* 0.5In, 1.5Ba, l.

31 0.95Co 0.95 ― 1.11 一 ― ― ― 0.00 IS 0.001 ―

32 l'OONb too ― 1,48 ― ― O.lLa, 1.5Ga 1.6

33 0.9 0.99 一 1.49 ― O. lMg, 0.5Nd, 0.8Li 1.4 O.OlCs, 0細 i 0.04

34 0,98Co 0.98 ― 1.52 ― ― ― ■ ― 0.01P 0.01 ―

35* 1.1V 1, 1 ― 1.32 ― —— O. lLa, 1.5Eh, 2.0Ce 3.6* l.OBa, 1.3Po, 2.0Eh 4.3* ―

36 0.99V, 0.24Si 1.23 ― 一 1.52 ― ― ― Q.OlBi, 0.02Ba, 0.0Q1P 0.031 ―

37 L0lCo_f 2, 3Fe, 0.4Sn 3.71 一 ― 1.4S 一 ― ^—

38 LlNb, 0.3Sn, l,2Ni 2.6 一 ― 1,22 ― 0.0 Jli, 0.03Gd 0.04 ― ―

39* 10.0Go,10,2Fe, 0.5Si, 4.3W, l.OMo 26.0* - ― 1.38 ― O.OlCa, O. ISc 0.11 0.009P 0.009

40 0.99CO, O.lSi 1.01 一 ― 1,32 一 ― ― ―

41* 0.99 O. lGe 1-01 一 ― 1.42 O. lCe, 0.01Y 0.11 0,5Sb, 1.5Ba, l.OBi 3.0* ―

42* 1.01V' 0.L , 0.2Ni 1.31 -― 1.48 O.OlMg 0.01 1.5Rb, l.OPd 2.5* ―

43 l.OOMo, 0.4Zn 1.40 ― ― ― 1.35 ― ― 0.012P 0.012

44 1.54CO, 0.8A1 2.34 ― ― ― ― O.OINd, O.05Sc 0.06 ― 一

45 0.99Nb, 0.4Mn L39 ― ― ― 一 ― ― 0.O1B 0.01 ―

46 L52Fe, 0.4Te 1.92 一 ― - O.OlMg, 0.05Y,0.001Li 0.061 O.OllFd, O. lRe 0.11 ―

47 2.01Fe, 0.42n 2.41 ― ― ― ― 一 '—

48* O b, 4.0¾ 5.2Ta 17.2 ― ― ― 0.7La, 0.5Ca, 1.2Sc 2.4* 一 ― 一

49 1 Ni, 4Si, lAg 19 ― ― - 一 O.OINd, 0.05Y 0.06 一 ― 一

50 5.2Mo, 3.1V 8.3 ― ― 一一 ― ― 0.01P, O.lBa 0.11 一

*は、本 ¾明で規定される化学担成さ外れることを意味する。

¾〕〔〔〕20704

*は、本 S明で規定される化学耜成を外れることを意眛する。

〔〕〔7500 [0076] 得られた铸片を、铸造直後の温度 (铸型から取り出した直後の温度)である 950°Cから 450°Cまでの温度域にお!ヽて噴霧冷却により所定の冷却速度で冷却した。铸型に埋め込んだ熱電対によって所定の場所の温度変化を計測し、铸片が铸型を出た後の表面温度を接触式温度計で数点計測した。これらの結果と伝熱解析との併用によつて 450°Cまでの铸片表面の平均冷却速度を算出した。凝固開始点は、それぞれの成分における溶湯を 0.2g用意し、所定の速度での連続冷却中の熱分析によって求めた。

[0077] 得られた铸片から、切断と切削により厚さ 10mm X幅 80mm X長さ 150mmの圧延素材を作製した。比較のために一部の圧延素材については、 950°Cで溶体化熱処理を行った。これらの圧延素材に室温にて圧下率 80%の圧延（1回目圧延）を施して厚さ 2mmの板材とし、所定の条件で時効処理（ 1回目時効)を施して供試材を作製した。一部の供試材については、更に、室温にて圧下率 95%の圧延（2回目圧延）を行って厚さ 0.1mmとし、所定の条件で時効処理 (2回目時効)した。これらの製造条件を表 4 一 7に示す。

[0078] このように作製した供試材について、下記の手法により、析出物および介在物の粒径および単位面積当たりの合計個数、引張強度、導電率および曲げ加工性を求めた。これらの結果を表 4一 7に併記する。

[0079] <析出物および介在物の合計個数 >

各供試材の圧延面に垂直で、且つ圧延方向と平行な断面を鏡面研磨し、そのままの状態で、またはアンモニア水溶液でエッチングした後、光学顕微鏡により 100倍の倍率で lmm X lmmの視野を観察した。その後、析出物および介在物の長径 (途中で粒界に接しな、条件で粒内に最も長く弓 Iける直線の長さ）を測定して得た値を粒径と定義する。（1)式には、析出物および介在物の粒径の測定値が 1.0 m以上 1.5 m 未満の場合、 X= lを代入し、「 α—0.5」 μ m以上「 α + 0.5」 μ m未満の場合、 X= a ( aは 2以上の整数）を代入すればよい。更に、粒径毎に lmm X lmm視野の枠線を交差するものを 1/2個、枠線内にあるものを 1個として合計個数 n算出し、任意に選んだ

1

10視野における個数 N (二 η +η + · · · +η )の平均値（N/10)をその試料のそれぞ

1 2 10

れの粒径についての析出物および介在物の合計個数と定義する。 [0080] <濃度比>

合金の断面を研磨して 0.5 μ mのビーム径で、 2000倍の視野で 50 μ m長さを X線分祈によって無作為に 10回線分析し、それぞれの線分析における各合金元素の含有量の最大値および最小値を求めた。最大値と最小値それぞれにつ、て値の大き、2 ケを除去した残りの 8回分について最大値と最小値の平均値を求め、その比を濃度比として算出した。

[0081] <引張強度 >

上記の供試材から引張方向と圧延方向が平行になるように JIS Z 2201に規定される 13B号試験片を採取し、 JIS Z 2241に規定される方法に従い、室温 (25°C)での引張強度〔TS(MPa)〕を求めた。

[0082] <導電率 >

上記の供試材から長手方向と圧延方向が平行になるように幅 10mm X長さ 60mmの試験片を採取し、試験片の長手方向に電流を流して試験片の両端の電位差を測定し、 4端子法により電気抵抗を求めた。続いてマイクロメータで計測した試験片の体積から、単位体積当たりの電気抵抗 (抵抗率)を算出し、多結晶純銅を焼鈍した標準試料の抵抗率 1.72 Ω 'cmとの比から導電率〔IACS(%；)〕を求めた。

[0083] く曲げ加工性〉

上記の供試材から長手方向と圧延方向が平行になるように、幅 10mm X長さ 60mm の試験片を複数採取し、曲げ部の曲率半径（内径)を変えて、 90° 曲げ試験を実施した。光学顕微鏡を用いて、試験後の試験片の曲げ部を外径側から観察した。そして、割れが発生しない最小の曲率半径を Rとし、試験片の厚さ tとの比 B (=RZt)を求めた。

[0084] [表 4] 表 4

本発例明

Γ時間 Jの Jは時間 (hours)を意味する„

②は、 Γミクロ偏析 (含有の最大値含有 Sの小値）」を意味する。カツコ内は対象元索 Γ曲げ加工性 jの Kffiajrojは、 <b)式で饞定される圉 «を満たすことを意味する。

m 5

「時間」の H は時間 Oitmrs)を意眛する。

0)£0ΓΛ」、 Γθ_ιおよび「◎」は、それぞれ (1)式、（^式および (3)式を満たすことを意味する， ②は、 Γミクロ傕析 (食有 3の最大値/含有 Sの最小値) jを意味する。カツコ内は対象元素 Γ曲げ加工性」の評価の「Ojは、 )式で規定される関係を溝たすことを意味する。

〔¾〕〕〔70870

Γ時間」の Γ Ιは時間 (hours)を意味する。

①の ΓΟ」および「@Jは、それぞれ (2)式および )式を満たすことを意味する

②は、「ミクロ偏析 (含有 Sの最大値ノ含有 3：の最小値）』を意昧する。カツコ内は対象元素 Γ曲げ加工性 Jの評価の ΓΟ」は、（b)式で規定される関係を満おすことを意味する。

曲げ加工性の欄の「評価」は、引張強 0を: たすもの、引張強度 TSが 800MPaを超える板材では下記の (b)式を満たす場合を「〇」とし、これらを満たさな!/、場合を「 X」とした。

B≤41.2686-39.4583 X expH(TS-615.675)/2358.08}²] · · '(b)

[0089] 図 2は、各実施例の引張強度と導電率との関係を示す図である。表 4一 7および図 2に示すように、本発明例 1一 67では、化学組成、濃度比ならびに析出物および介在物の合計個数が本発明で規定される範囲にあるので、引張強度および導電率が前述の (a)式を満たしていた。従って、これらの合金は、導電率および引張強度のバランスが Be添加銅合金と同程度またはそれ以上の高、レベルにあると、える。このように、本発明の銅合金は、引張強度および導電率のノリエーシヨンが豊富であることが分かる。また、本発明例 1、 6、 11、 16、 34、 36、 37、 39、 41、 64、 65および 66は、同一成分系で添加量および Zまたは製造条件を微調整した例である。これらの合金にっ、ては図 2中の「△」で示すような引張強度と導電率との関係を有し、従来知られている銅合金の特性を持った銅合金であるといえる。曲げ特性も良好であった。

[0090] 一方、比較例 1一 4、 6、 10、 12— 14、 16および 17は、いずれかの含有量が本発明で規定される範囲を外れ、曲げ加工性に劣り導電率が低く比較例 1一 3および 17は、 2 回目圧延で耳割れがひどく試料採取が不可能であったため特性評価に到らなかつた。

また、 950°Cでの溶体ィ匕処理を実施した比較例 5、 9、 11および 15は、引張強度が劣り、曲げ力卩ェ性も悪力つた。

実施例 2

[0091] 安全工具への適用を評価すベぐ以下の方法で試料を作製し、摩耗性 (ピッカース硬度)および耐火花発生性を評価した。

[0092] 表 8に示す化学組成を有する合金を大気中、高周波炉にて溶解し、ダービル法によって金型铸造した。即ち、図 3(a)に示すような状態で金型 1を保持し、木炭粉末で還元雰囲気を確保しながら約 1300°Cの溶湯を金型 1に注湯した後、これを図 3(b)に示す様に傾転して図 3(c)の状態で凝固させて铸片を作製した。金型 1は厚さが 50mm の铸鉄製としその内部に冷却用穴を開けて空気冷却できるように配管した。铸片は注湯が容易になるように楔形とし、下断面が 30 X 300、上断面が 50 X 400mm、高さが 700mmとした。

[0093] 得られた铸片の下端から 300mmまでの部分を採取して表面研削後、冷間圧延 (30 →10mm)→熱処理（375°C X 16h)を施し、厚さ 10mmの板を得た。これらの板を用い、上記の方法により析出物および介在物の合計個数、引張強度、導電率および曲げ加工性を調査し、更に、下記の方法により耐摩耗性、熱伝導度および耐火花発生性を調査した。これらの結果を表 8に示す。

[0094] く耐摩耗性〉

供試材からそれぞれ幅 10mm X長さ 10mmの試験片を採取し、圧延面に垂直で、且つ圧延方向と平行な断面を鏡面研磨し、 JIS Z 2244に規定される方法により、 25°C、荷重 9.8Nでのピツカース硬さを測定した。

[0095] <熱伝導度 >

熱伝導度〔TC(W/m' ：)〕は、上記の導電率〔IACS(%；)〕を、図 1中に記載の式「TC = 14.804+3.8172 X IACSJ力ら求めた。

[0096] <耐火花発生性 >

回転数が 12000rpmの卓上グラインダーを使用し JIS

G 0566に規定される方法に準じた火花試験を行い、目視により火花発生の有無を確した ₀

[0097] なお、下断面から 100mm位置の铸型内壁面下 5mmの位置に熱電対を挿入して測温し、伝熱計算から得た液相線に基づいて求めた 450°Cまでの平均冷却速度は、 10 。し/ sであった。

[0098] [表 8]

表 8に示すように、本発明例 68— 70では、耐摩耗性が良好で、熱伝導度も大きぐ火花が観察されることはな力た。一方、比較例 18および 19は、いずれも本発明で規定される化学組成および (1)式で規定される関係を満たさないため、熱伝導度が小さぐ火花が観察された。

産業上の利用可能性

[0100] 本発明によれば、製品ノリエーシヨンが豊富であり、更に、高温強度および加工性にも優れ、更に、安全工具用材料に要求される性能、即ち、熱伝導度、耐摩耗性および耐火花発生性にも優れる銅合金、およびその製造方法を提供することができる。図面の簡単な説明

[0101] [図 1]導電率と熱伝導度との関係を示す図である。

[図 2]各実施例の引張強度と導電率との関係を示す図である。

[図 3]ダービル法による铸造方法を示す模式図である。

符号の説明

[0102] 1.金型

Claims

請求の範囲

[1] Zn、 Sn、 Ag、 Mn、 Fe、 Co、 Al、 Ni、 Si、 Mo、 V、 Nb、 Ta、 W、 Ge、 Teおよび Seの中力ら選ばれた 1種または 2種以上の合計で 0.1— 20質量％含み、残部が銅および不純物からなり、合金中に存在する析出物および介在物のうち粒径が: L m以上のものの粒径と、析出物および介在物の合計個数とが下記 (1)式で示される関係を満足することを特徴とする銅合金。

logN≤ 0.4742 + 17.629 X exp (—0.1133 XX) · · · (1)

[2] 質量⁰ /₀で、 Ti: 0.01— 5%、 Zr: 0.01— 5%および Hf: 0.01— 5%の中から選ばれたいずれ力 1種を含有し、更に、 Zn、 Sn、 Ag、 Mn、 Fe、 Co、 Al、 Niゝ Siゝ Mo、 V、 Nb、 Ta、 W 、 Ge、 Teおよび Seの中力も選ばれた 1種または 2種以上の合計で 0.01— 20%含み、残部が銅および不純物力なり、合金中に存在する析出物および介在物のうち粒径力 m以上のものの粒径と、析出物および介在物の合計個数とが下記 (1)式で示される関係を満足することを特徴とする銅合金。

logN≤ 0.4742 + 17.629 X exp (—0.1133 XX) · · · (1)

[3] 質量⁰ /₀で、 Cr: 0.01— 5%を含有し、更に、 Znゝ Snゝ Agゝ Mnゝ Feゝ Co、 Al、 Niゝ Siゝ Mo 、 V、 Nb、 Ta、 W、 Ge、 Teおよび Seの中力も選ばれた 1種または 2種以上の合計で 0.01— 20%含み、残部が銅および不純物からなり、合金中に存在する析出物および介在物のうち粒径が 1 μ m以上のものの粒径と、析出物および介在物の合計個数とが下記 (1)式で示される関係を満足することを特徴とする銅合金。

logN≤ 0.4742 + 17.629 X exp (—0.1133 XX) · · · (1)

[4] 請求項 1から請求項 3までのいずれかに記載の銅合金において、銅の一部に代えて、更に Mg、 Li、 Caおよび希土類元素の中力も選ばれた 1種または 2種以上の合計で 0.001— 2質量％含むことを特徴とする銅合金。

[5] 請求項 1から請求項 4までのいずれかに記載の銅合金において、銅の一部に代えて、更に P、 B、 Biゝ Tl、 Rb、 Cs、 Sr、 Ba、 Tc、 Re、 Os、 Rh、 In、 Pd、 Po、 Sb、 Au、 Ga、 S、

Cd、 Asおよび Pbの中力選ばれた 1種または 2種以上の合計で 0.001— 3質量％含むことを特徴とする銅合金。

[6] 請求項 1から請求項 5までのいずれかに記載の銅合金において、銅の一部に代えて、更に 0.1— 5質量％の Beを含むことを特徴とする銅合金。

[7] 少なくとも 1種の合金元素の微小領域における平均含有量の最大値と平均含有量の最小値との比が 1.5以上であることを特徴とする請求項 1から請求項 6までのいずれかに記載の銅合金。

[8] 結晶粒径が 0.01— 35 μ mであることを特徴とする請求項 1から請求項 7までのいずれかに記載の銅合金。

[9] 請求項 1から請求項 6までのヽずれかに記載の化学組成を有する銅合金を溶製し、铸造して得た铸片を、少なくとも铸造直後の铸片温度から 450°Cまでの温度域において 0.5°CZs以上の冷却速度で冷却することを特徴とする、合金中に存在する析出物および介在物のうち粒径が 1 μ m以上のものの粒径と、析出物および介在物の合計個数とが下記 (1)式で示される関係を満足する銅合金の製造方法。

logN≤ 0.4742 + 17.629 X exp (—0.1133 XX) · · · (1)

[10] 請求項 1から請求項 6までのヽずれかに記載の化学組成を有する銅合金を溶製し、铸造して得た铸片を、少なくとも铸造直後の铸片温度から 450°Cまでの温度域にお V、て 0.5°CZs以上の冷却速度で冷却し、 600°C以下の温度域でカ卩ェすることを特徴とする、合金中に存在する析出物および介在物のうち粒径が: L m以上のものの粒径と、析出物および介在物の合計個数とが下記 (1)式で示される関係を満足する銅合金の製造方法。

logN≤ 0.4742 + 17.629 X exp (—0.1133 XX) · · · (1)

[11] 請求項 1から請求項 6までのいずれかに記載の化学組成を有する銅合金を溶製し、铸造して得た铸片を、少なくとも铸造直後の铸片温度から 450°Cまでの温度域において 0.5°CZs以上の冷却速度で冷却し、 600°C以下の温度域で加工した後、 150— 750°Cの温度域で 30秒以上保持する熱処理に供することを特徴とする、合金中に存在する析出物および介在物のうち粒径が 1 μ m以上のものの粒径と、析出物および介在物の合計個数とが下記 (1)式で示される関係を満足する銅合金の製造方法。

logN≤ 0.4742 + 17.629 X exp (—0.1133 XX) · · · (1)

[12] 600°C以下の温度域での加工および 150— 750°Cの温度域で 30秒以上保持する熱処理を複数回行うことを特徴とする請求項 11に記載の銅合金の製造方法。

[13] 最後の熱処理の後に、 600°C以下の温度域での加工を行うことを特徴とする請求項 11または請求項 13に記載の銅合金の製造方法。