JPH0565570B2

JPH0565570B2 -

Info

Publication number: JPH0565570B2
Application number: JP2103265A
Authority: JP
Inventors: Giru Kimu Yon; Seon Rimu Yun
Original assignee: PUUNGUSAN CORP
Current assignee: PUUNGUSAN CORP
Priority date: 1990-04-20
Filing date: 1990-04-20
Publication date: 1993-09-20
Also published as: JPH042738A

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
の良好なば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〕コネクアー類、ばね類、リレー類、接点類、及
びスイツ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合
金はリン青銅（CDA510、CDA551）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、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らず、
また圧延条件は熱機械的処理中のクラツク発生を
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
れよりも劣つている。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、ベリリウムの
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60−
59035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
％、ニツケル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％、ニツケル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
力除去焼まなし処理を施す。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、ズ
ス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。ストリツ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（マトリツ
クス）については面心立方（FCC）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
中の体心立法（BCC）などの第２相を形成する
ことなく、FCCマトリツクスに添加することが
できる。粘度改善、冷間圧延、及び固溶体高価な
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％、Al2〜５重量％、Ni0.5〜5.0
重量％、Si0.1〜1.0重量％、及びZr0.01〜0.5重量
％から成る銅基合金は誘導炉で溶融される。修道
インゴツトは、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、
インゴツトスラブは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
FCCα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ロ
チツプは、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
圧延において良好に二次成形適性を示した。冷間
圧延プロセスの間、ストリツプは厚さが約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
ストリツ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つて有害である。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Alが添加される（２〜５重
量％）。Al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Al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Al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、一方、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
が得られなかつた。逆に、Si量が１重量％を越え
ると延性の改善に有害であつた。 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つた。ZrとSi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： Zn20〜27重量％、Al2〜５重量％、Ni0.5〜5.0
重量％、Si0.1〜1.0重量％、及びZr0.01〜0.5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
ウム及びニツ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、鋳造インゴツトは熱間圧延の
前に850〜900℃で１〜６時間均質化される。800
〜850℃で１〜２時間インゴツトを再加熱した後、
インゴツトを可逆熱間圧延機により熱間圧延す
る。所望の厚さに達成したときに、インゴツトを
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、引き続き空冷
する。焼なましされたプレートは、次いでクラツ
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つて良好な冷間圧延
成形性を示す。冷間圧延により約70％減少した
後、冷間ストリツプを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ツプを、応用除去のために、
200〜300℃で0.5〜１時間焼なまししてばね特性
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に示し化学組成の合金（No.１、２、３、
４、５）を高周波誘導炉を用いて溶融した。1150
℃の液晶金属を50×50×130mmの寸法を有する型
内に注入した。

【表】インゴツトを900℃で１時間均質下し、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50％減少させた。冷間圧延プロセスの
間に500℃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
℃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
“PMC−707”）の機械的性質をリン青銅CDA510
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DCA510よりも強度が大きいがCDA−172より
も劣つている。冷間圧延シートへと最終焼なまし
処理によりばね特性値は33Kg／mm²から80Kg／mm²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。

【表】インゴツトを850℃で６時間均質化した。均質
化されたインゴツトを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、一方、第２の条件はα、
β相のこの混合物を得るために700℃で１時間で
あつた。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ツキングを生じたが、同
じ減少（50％）についてα相材料には冷間圧延ク
ラツクは生じなかつた。従つて、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
も劣つている。従つて、熱間圧延後の後焼なまし
処理で完全FCCα相転移をずべきであるというこ
とは本質的なものである。

【表】 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つて本質的な
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。

【表】 850℃で５時間均質化処理した後、インゴツト
を800℃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
たに60℃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（60％及び70％）、上記行程の間に厚さが減少
した。１次冷間圧延ストリツプを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
冷間圧延を行なつた。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ツプを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−23Zn−3.4Al−
1Niからなる合金へのSi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−3.4Al−1Ni−0.3Si
−0.1Zrからなる合金の冷間圧延ストリツプの金
属組織の透過型電子顕微鏡写真である。第３図
は、PMC−707として示されている代表的組成
Cu−23Zn−3.4Al−1Ni−0.3Si−0.1Zr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CDA510、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。

Claims

【特許請求の範囲】１亜鉛20〜27重量％、アルミニウム2.0〜5.0重
量％、ニツケル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電気
部品及び電子部品用銅合金。２ (A) 亜鉛20〜27重量％、アルミニウム2.0〜
5.0重量％、ニツケル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
力除去焼まなし処理を施す。各工程からなる高強度及び優れたばね特性を有
する電気部品及び電子部品用銅合金の製造方法。