JPH042738A - 電気部品及び電子部品用銅合金及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は、電気部品及び電子部品用の銅合金に関し、さ
らに詳しくは、コネクターやばね用途用の良好なはね特
性を有する新規かつ改良された銅合金、並びにこのよう
な新規かつ改良された銅合金の製造方法に関する。

〔従来の技術と発明が解決しようとする課題〕コネクタ
ー類、ばね類、リレー類、接点類、及びスイッチ類など
の電気部品及び電子部品に用いられる材料は、高い強度
と良好なばね特性を有することが要求される。高強度の
銅基合金は現在用いられており、最も広範に用いられて
いる銅基台金はリン青銅（ＣＤＡ５１０．０ＤＡ５１１
）及びベリリウム銅合金（ＣＤＡ１７２゜ＣＤＡ１７５
）である。

リン青銅は比較的高含量（５重量％）のスズを含有する
の−で、凝固中のスズの偏析のために製造プロセスが困
難である。さらに、リン青銅のコストは、複雑な製造プ
ロセスに加えて高価なスズ成分の高含量のために高い。

スズ成分の偏析は凝固中最小にされねばならず、また圧
延条件は熱機械的処理中のクラック発生を避けるように
注意深く制御されねばならない。しかしながら、リン青
銅（ＣＤＡ５１０）の機械的性質は、電気部品用途につ
いてベリリウム銅合金のそれよりも劣っている。

ベリリウム銅合金は良好な電気伝導度及び熱伝導度と共
に優れた機械的性質を有するけれども、これらの合金の
コストはそのベリリウム含量のために非常に高い。また
、ベリリウム合金は使用されるときに健康を冒す問題を
生じ、べ′リリウムの存在のために全ての溶融、粉砕、
機械加工及び溶接作業について適正な安全対策が図られ
ねばならない。

先行技術の銅合金の一つは特開昭５２−５２１９号公報
に開示されている。しかしながら、この特定の合金は引
張り強さ及び延性における増大は示さない。先行技術の
銅合金の第２のものが特開昭８０−５９０１５号公報に
開示されている。この合金は増大した引張り強さを示す
が、リンの添加を必要とする。最後に、第３の先行技術
の銅合金が特開昭５９−２５９３５号公報に開示されて
いる。

この合金は増大した引張り強さよりもむしろ高い耐摩耗
性を有するが、亜鉛、ジルコニウム及び鉄添加物の使用
が必要である。

本発明の目的は、高い強度とばね特性を有するが、高価
な合金成分を使用する必要のない新規な低コストで高性
能の銅合金を開発することにある。

〔課題を解決するための手段〕

本発明によれば、前記目的を達成するために、亜鉛２０
〜２７重量％、アルミニウム２．０〜５．０重量％、ニ
ッケル０．５〜５．０重量％、珪素０．１〜１．０重量
％、ジルコニウム０゜０１〜０．５重量％及び残部銅か
ら成る高強度及び優れたばね特性を有する銅合金が提供
される。

さらに本発明によれば、（Ａ）亜鉛２０〜２７重量％、
アルミニウム２．０〜５．０重量％、ニッケル０．５〜
５．０重量％、珪素０．１〜１．０重量％、ジルコニウ
ム０．０１〜０６５重量％及び残部銅から成る銅基合金
を還元性雰囲気下で誘導炉内で溶融し、溶融温度が１１
００〜１２００℃のときに溶融金属を型内に注入し、（
Ｂ）８５０〜９００℃で１〜６時間均質化し、８００〜
８５０℃で熱間圧延し、 （Ｃ）熱間圧延後５５０〜６６０℃、１〜５時間の条件
で熱処理して単一ＦＣＣα相を生成させ、 （Ｄ）熱間圧延後の厚さが５０％以上減少するように冷
間圧延し、 （Ｅ）上記冷間圧延の間に４５０〜５００℃、１〜３時
間の条件で焼なまし処理を施して非常に小さな粒径を生
成させ、 （Ｆ）上記最終冷間圧延工程後に、優れたばね特性を生
ずるように２００〜３００℃で３０〜６０分間低温応力
除去焼なまし処理を施す各工程からなる高強度及び優れ
たばね特性を有する銅基合金の製造方法が提供される。

【発明の作用・効果及び態様〕

有利なことに、本発明を用いることにより、スズやベリ
リウムなどの高価な合金成分の使用を完全に省くことが
できる。その代り、多量の亜鉛やアルミニウムなどの安
価な合金成分がコスト低減のために主要合金成分として
添加される。また、少量の珪素やジルコニウムなどのミ
クロ合金成分（１重量％以下）が粒度改善のために添加
される。重要なことに、粒度改善により優れた強度と延
性を得るために最適の熱機械的製造方法が採用され、ま
た好適な熱処理を適用することにより優れたばね特性が
得られる。

ストリップ又はシート製品の製造に本発明を利用すると
きには、冷間圧延が採用される。冷間圧延を可能にする
ためには、ベース母材（マトリックス）については面心
立方（Ｆ　ＣＣ）構造を用いることが望ましい。最終製
品の強度を増強するためには、幾つかの固溶体硬化成分
を、銅−亜鉛系中の体心立方（Ｂ　ＣＣ）などの第２相
を形成することなく、ＦＣＣマトリックスに添加するこ
とができる。粘度改善、冷間圧延、及び固溶体硬化など
の各種強化機構を重畳することにより、非常に高い強度
を得ることができる。良好なばね特性は、最終冷間圧延
プロセス後の応力除去熱処理により達成することができ
る。

Ｚｎ２０〜２７重量％、Ａｉ）２〜５重量％、ＮｉＯ，
５〜５．０重量％、Ｓｉ０．１〜１．０重量％、及びＺ
ｒ０．０１〜０．５重量％から成る銅基合金は誘導炉で
溶融される。鋳造インゴットは、熱間圧延の前に８５０
〜９００℃で１〜６時間均質化熱処理される。熱間圧延
のために、インゴットスラブは８００〜８５０″に再加
熱され、次いで可逆熱間圧延機を用いて熱間圧延される
。熱間圧延されたプレートは、冷間圧延の前に所望のＦ
ＣＣα相を生成するために５５０〜６６０℃で１〜５時
間焼なましされる。焼なましされた熱間圧延ストリップ
は、次いで可逆冷間圧延機を用いて冷間圧延される。

本発明の銅合金は熱間圧延並びに冷間圧延において良好
な二次成形適性を示した。冷間圧延プロセスの間、スト
リップは厚さが約５０％減少した後４５０〜５００℃で
１〜３時間焼なましされた。熱機械的処理により合金の
強度増大並びに延性のための微粒構造が生ずる。合金は
、冷間圧延ストリップにおいても使用でき、あるいはば
ね特性を増大するために２００〜３００℃で３０〜６０
分応力除去熱処理に付することもできる。

合金成分及びその制限： 亜鉛の添加（２０〜２７重量％）は、本発明合金のコス
ト低減のために主たる固溶体硬化材としてなされた。亜
鉛が２７重量％を越えると、二相の転移が生じ得、すな
わちα相ＦＣＣとＢＣＣβ相であり、これらはいずれも
延性にとって有害である。一方、亜鉛含量が２０重量％
未満であると、合金は充分な強度を示さなくなる。

本発明の合金にはＡｇが添加される（２〜５重量％）。

Ａｌ１量が５重量％を越えると、冷間圧延を行なうこと
が困難となり、また低延性となることが見い出された。

逆に、２重量％未満のＡＩＩ量であれば所望の高強度が
得られなくなる。

Ｎｉの添加（０，５〜５重量％）は合金の延性を改善す
るためになされた。ＮｉはＦＣＣα相安定化成分であり
、Ｃｕ−Ｚｎ−Ａｌ　−Ｘ系へのＡｆｆの溶解性を拡大
する。Ｎｉ成分が０．５重量％未満であれば延性改善が
充分でなく、方、Ｎｉ成分が５重量％を越えると得られ
る合金のコストが非経済的となる。

Ｓｉの添加（０，１〜１．０重量％）は、粒度改善のた
めに、また強度を上げるためになされた。Ｓｉ量が０．
１重量％未満であると微細粒径又は十分な強度が得られ
なかった。逆に、Ｓｉ量が１重量％を越えると延性の改
善に有害であった。

Ｚｒの添加（０，０１〜０．５重量％）は、良好な延性
と併せて高強度を達成するために、粒度をさらに下げる
ために非常に重要であった。

ＺｒとＳｔを同時に添加することにより、高強度と二次
成形適性を有する非常に小さな粒度が得られた。Ｚｒが
０．０１重量％未満であると粒度改善が充分でなく、一
方、Ｚｒ成分が０．５重量％を越えるとα相の可能な粒
界偏析が生ずることが見い出された。

製造プロセス： Ｚ　ｎ　２０〜２７重量％、Ａ４７２〜５重量％、Ｎｉ
Ｏ，５〜５．０重量％、ＳｉＯ，１〜１．０重量％及び
ＺｒＯ，０１〜０．５重量％からなる本発明の銅合金は
、還元性雰囲気下で誘導炉内で溶融される。電気銅、亜
鉛、アルミニウム及びニッケルの市販の純粋な原料が用
いられる。

純粋な珪素およびジルコニウムが添加される。

溶融温度が１１００〜１２００℃のときに、溶融金属を
型内に注入する。鋳造インゴットは熱間圧延の前に８５
０〜９００℃で１〜６時間均質化される。８００〜８５
０℃で１〜２時間インゴットを再加熱した後、インゴッ
トを可逆熱間圧延機により熱間圧延する。所望の厚さに
達したときに、インゴットを室温に冷却する。α−相で
平衡を有する均質な構造を得るために、熱間圧延された
プレートを５５０〜６６０℃で１〜５時間焼なましし、
引き続き塵冷する。焼なましされたプレートは、次いで
クラックを生ずることなく冷間圧延プロセスに付され、
それにより本発明の合金にとって良好な冷間圧延成形性
を示す。冷間圧延により約７０％減少した後、冷間スト
リップを４５０〜５００℃で１〜３時間焼なましし、さ
らに厚みを減少させる。

最終的に冷間圧延されたストリップを、応用除去のため
に　２００〜３００℃で０．５〜１時間時間表ししてば
ね特性を増大させる。

〔実　施　例〕

以下、実施例を示して本発明についてさらに具体的に説
明する。

実施例１ 表−１に示す化学組成の合金（Ｎｏ、１．２゜３．４．
５）を高周波誘導炉を用いて溶融した。

１１５０℃の液状金属を５０　Ｘ　５０　Ｘ　１３０　
ｍｍの寸法を有する型内に注入した。

インゴットを９００℃で１時間均質化し、８５０℃で熱
間圧延した。熱間圧延したプレートを５５０℃で５時間
焼なましした。焼なまししたプレートを冷間圧延して５
０％減少させた。

冷間圧延プロセスの間に５００’Ｃで１時間中間焼なま
し処理を施した。最終プレートを、ばね特性を強化する
ために２５０”Ｃで１時間焼なましした。

得られた本発明の合金Ｎｏ、５（第３図における“ＰＭ
Ｃ−７０７”）の機械的性質をリン青銅ＣＤＡ３１０及
びＣｕ−Ｂｅ合金ＣＤＡ１７５、ＣＤＡ１７２のそれと
比較した。その結果を第３図に示す。本発明の合金はＣ
ＤＡ３１０よりも強度が大きいがＣＤＡ−１７２よりも
劣っている。冷間圧延シートへの最終焼なまし処理によ
りばね特性値は３３ｋｇ／ｍｍ２がら８０　ｋｇ　／　
ｍ＋ｇ　２に増大する。

実施例２ 表−２の合金（Ｎｏ、６．７）を実施例１と同様に溶融
し鋳造した。

きであるということは本質的なものである。

ＳｉとＺｒを同時に添加することにより、第１図（Ｃ）
に示すようにさらに粒度改善を生じ、良好な延性と共に
高い強度が得られた。

第２図は冷間圧延により発現した転位下部構造を示す。

転位下部構造は高強度にとって本質的なものである。

実施例３ 表−４に示す組成の２つの合金を誘導炉内で溶融し、矩
形型内に鋳込んだ。

インゴットを８５０℃で６時間均質化した。

均質化されたインゴットを８００℃で熱間圧延した。熱
間圧延されたプレートを２つの異なる条件で焼なましし
た。第１の条件は完全ＦＣＣα相を得るために５５０℃
で５時間であり、方、第２の条件はα、β相の混合物を
得るために７００℃で１時間であった。焼なましされた
プレートを冷間圧延して完全α相プレートと二元α及び
β相プレートを５０％減少させた。５０％減少を施した
ときにα＋β相材料については冷間クラッキングを生じ
たが、同じ減少（５０％）についてα相材料には冷間圧
延クラックは生じなかった。従って、α＋β相材料には
３５％減少が施された。最終の圧延シートは２２０℃で
１時間焼なましされた。α＋β相材料（３５％減少）の
機械的性質は表−３にまとめられている。完全α相のそ
れと比較すると（表−２参照）、α＋β相材料の機械的
性質はα相材料のそれよりも劣っている。従って、熱間
圧延後の後焼なまし処理で完全ＦＣＣα相転移を生ずべ
８５０℃で５時間均質化処理した後、インゴットを８０
０℃に再加熱後熱間圧延した。熱間圧延したプレートを
、ＦＣＣα相の熱力学平衡相を得るために６００℃及び
６５０℃でそれぞれ３時間及び１時間焼なましした。

焼なまししたプレートを、幾行程かで冷間圧延しく６０
％及び７０％）、上記行程の間に厚さが減少した。

１次冷間圧延ストリップを５００℃及び４５０℃でそれ
ぞれ１．５時間及び２．５時間焼なましした後、２次冷
間圧延を行なった。

低温焼なまし処理の機械的性質に対する効果を調査する
ために、最終冷間圧延ストリップを３００℃及び２５０
℃でそれぞれ３０分間及び４０分間焼なましした。結果
は表−４にまとめられている。

【図面の簡単な説明】

第１図（Ａ）、（Ｂ）及び（Ｃ）は、Ｃｕ−２３２ｎ−
３，４ＡＩＪ−ＩＮｉからなる合金への８１及びＺｒ添
加の結果を示す合金組織の光学顕微鏡写真である。 第２図は、転位下部構造を示すＣｕ−２３Ｚｎ−３，４
Ａｌｌ−ＩＮｉ−０，３Ｓ　ｉ−０，ＩＺｒからなる合
金の冷間圧延ストリップの透過型電子顕微鏡写真である
。 第３図は、Ｐ　Ｍ　Ｃ−７０７として示されている代表
的組成Ｃｕ−２３Ｚｎ−３，４ＡΩ−ＩＮｉ−０，３Ｓ
ｉ−０，ＩＺｒの本発明の合金の降伏強さ及び引張り強
さを他の高性能合金、リン青銅ＣＤＡ３１０、ベリリウ
ム銅ＣＤＡ１７５及びＣＤＡ１７２の合金と比較して示
すグラフである。 出願人　　ブーングサン、コーポレーション代理人　　
弁理士　　米　原　正　章

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）亜鉛２０〜２７重量％、アルミニウム２．０〜５
   ．０重量％、ニッケル０．５〜５．０重量％、珪素０．
   １〜１．０重量％、ジルコニウム０．０１〜０．５重量
   ％及び残部銅から成る高強度及び優れたばね特性を有す
   る銅合金。
2. （２）（Ａ）亜鉛２０〜２７重量％、アルミニウム２．
   ０〜５．０重量％、ニッケル０．５〜５．０重量％、珪
   素０．１〜１．０重量％、ジルコニウム０．０１〜０．
   ５重量％及び残部銅から成る銅基合金を還元性雰囲気下
   で誘導炉内で溶融し、溶融温度が１１００〜１２００℃
   のときに溶融金属を型内に注入し、 （Ｂ）８５０〜９００℃で１〜６時間均質化し、８００
   〜８５０℃で熱間圧延し、 （Ｃ）熱間圧延後５５０〜６６０℃、１〜５時間の条件
   で熱処理して単一ＦＣＣα相を生成させ、 （Ｄ）熱間圧延後の厚さが５０％以上減少するように冷
   間圧延し、 （Ｅ）上記冷間圧延の間に４５０〜５００℃、１〜３時
   間の条件で焼なまし処理を施して非常に小さな粒径を生
   成させ、 （Ｆ）上記最終冷間圧延工程後に、優れたばね特性を生
   ずるように２００〜３００℃で３０〜６０分間低温応力
   除去焼なまし処理を施す 各工程からなる高強度及び優れたばね特性を有する銅基
   合金の製造方法。