JPH06264202A - 高強度銅合金の製造方法 - Google Patents
高強度銅合金の製造方法Info
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- JPH06264202A JPH06264202A JP7276193A JP7276193A JPH06264202A JP H06264202 A JPH06264202 A JP H06264202A JP 7276193 A JP7276193 A JP 7276193A JP 7276193 A JP7276193 A JP 7276193A JP H06264202 A JPH06264202 A JP H06264202A
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Landscapes
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Abstract
(57)【要約】
【目的】Ｔｉ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｆｅ，ＮｉおよびＣｕから
なる組成と製造方法を特定することにより、高強度銅合
金を開発する。 【構成】Ｔｉ２．０〜５．０ｗｔ％、Ｃｒ０．０１〜
０．６ｗｔ％、Ｚｒ０．０１〜０．２ｗｔ％、Ｆｅ０．
０１〜０．３ｗｔ％、Ｎｉ０．０１〜０．３ｗｔ％を含
有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなる銅合金
を、８００〜９５０℃の温度に加熱して冷却する溶体化
処理後、冷間圧延を行ない、３５０〜５００℃の温度で
時効析出処理後、さらに加工度２０〜９０％で最終冷間
圧延後、２００〜５００℃の温度で熱処理をすることを
特徴とする高強度銅合金の製造方法である。 【効果】Ｃｕ−Ｔｉ合金系に、Ｃｒ，Ｚｒを添加するこ
とで主に強度の改善を図り、Ｆｅ，Ｎｉを添加すること
で主に導電性の改善を図った。この銅合金を溶体化処
理、冷間圧延、時効析出処理を行なった後に、２０〜９
０％の加工度で最終冷間圧延をし、２００〜５００℃の
温度で熱処理することで、高強度を得ることができる。
なる組成と製造方法を特定することにより、高強度銅合
金を開発する。 【構成】Ｔｉ２．０〜５．０ｗｔ％、Ｃｒ０．０１〜
０．６ｗｔ％、Ｚｒ０．０１〜０．２ｗｔ％、Ｆｅ０．
０１〜０．３ｗｔ％、Ｎｉ０．０１〜０．３ｗｔ％を含
有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなる銅合金
を、８００〜９５０℃の温度に加熱して冷却する溶体化
処理後、冷間圧延を行ない、３５０〜５００℃の温度で
時効析出処理後、さらに加工度２０〜９０％で最終冷間
圧延後、２００〜５００℃の温度で熱処理をすることを
特徴とする高強度銅合金の製造方法である。 【効果】Ｃｕ−Ｔｉ合金系に、Ｃｒ，Ｚｒを添加するこ
とで主に強度の改善を図り、Ｆｅ，Ｎｉを添加すること
で主に導電性の改善を図った。この銅合金を溶体化処
理、冷間圧延、時効析出処理を行なった後に、２０〜９
０％の加工度で最終冷間圧延をし、２００〜５００℃の
温度で熱処理することで、高強度を得ることができる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、高強度で、バネ性に優
れた銅合金の製造方法に関する。本発明は、コネクタ
ー、リレー、スイッチ等の導電性バネ材料の用途に適し
たものである。
れた銅合金の製造方法に関する。本発明は、コネクタ
ー、リレー、スイッチ等の導電性バネ材料の用途に適し
たものである。
【０００２】
【従来技術および問題点】従来、コネクター、リレー、
スイッチ等の導電性バネ材料に使用されている銅合金に
は、リン青銅、洋白、チタン銅、ベリリウム銅等があ
る。近年は電子機器の小型化、軽量化に伴い、電子部品
の小型化、薄肉化の要求がいっそう強くなっている。こ
のため、従来のバネ材料では強度が不足するので、より
高い強度を持った材料が求められている。また、導電性
についても、小型化、薄肉化によって、高導電性を持っ
た材料が望まれている。
スイッチ等の導電性バネ材料に使用されている銅合金に
は、リン青銅、洋白、チタン銅、ベリリウム銅等があ
る。近年は電子機器の小型化、軽量化に伴い、電子部品
の小型化、薄肉化の要求がいっそう強くなっている。こ
のため、従来のバネ材料では強度が不足するので、より
高い強度を持った材料が求められている。また、導電性
についても、小型化、薄肉化によって、高導電性を持っ
た材料が望まれている。
【０００３】バネ材料に使われるベリリウム銅は、高い
強度を有しているが、ベリリウムに強い有毒性があり、
特殊な製造設備を必要とすることから、価格が高価であ
るという欠点を有している。また、バネ材料の重要な特
性である応力緩和特性に優れた材料として、チタン銅と
称するＣｕ−Ｔｉ合金があり、特に導電性バネ材料に
は、Ｔｉを２．０〜５．０％含有するＣｕ−Ｔｉ合金が
使用されている。Ｃｕ−Ｔｉ合金は、著しい時効析出硬
化性があり、ベリリウム銅に匹敵する強度を有している
が、導電性３３や低い欠点を有している。また、強度を
高めるためにＴｉの含有量を高めると、導電性が低下す
る問題が生じる。
強度を有しているが、ベリリウムに強い有毒性があり、
特殊な製造設備を必要とすることから、価格が高価であ
るという欠点を有している。また、バネ材料の重要な特
性である応力緩和特性に優れた材料として、チタン銅と
称するＣｕ−Ｔｉ合金があり、特に導電性バネ材料に
は、Ｔｉを２．０〜５．０％含有するＣｕ−Ｔｉ合金が
使用されている。Ｃｕ−Ｔｉ合金は、著しい時効析出硬
化性があり、ベリリウム銅に匹敵する強度を有している
が、導電性３３や低い欠点を有している。また、強度を
高めるためにＴｉの含有量を高めると、導電性が低下す
る問題が生じる。
【０００４】
【問題点を解決する手法】これらの問題を解決するため
に、Ｃｕ−Ｔｉ合金の特性を改善する研究を行なった結
果、導電性を低下させることなく、Ｃｕ−Ｔｉ合金より
もさらに高強度で、バネ性に優れた高強度銅合金の製造
方法を開発した。時効析出硬化型合金である、Ｃｕ−Ｔ
ｉ合金に適量のＣｒとＺｒを添加することにより、過時
効による強度の低下を防ぎ、ＦｅとＮｉを添加すること
により、導電性を向上させることができた。さらに、溶
体化処理と時効析出処理をした後、冷間圧延を行い、再
び熱処理を行うことで、より高い強度とバネ性に優れた
合金を得ることができた。
に、Ｃｕ−Ｔｉ合金の特性を改善する研究を行なった結
果、導電性を低下させることなく、Ｃｕ−Ｔｉ合金より
もさらに高強度で、バネ性に優れた高強度銅合金の製造
方法を開発した。時効析出硬化型合金である、Ｃｕ−Ｔ
ｉ合金に適量のＣｒとＺｒを添加することにより、過時
効による強度の低下を防ぎ、ＦｅとＮｉを添加すること
により、導電性を向上させることができた。さらに、溶
体化処理と時効析出処理をした後、冷間圧延を行い、再
び熱処理を行うことで、より高い強度とバネ性に優れた
合金を得ることができた。
【０００５】即ち、本発明は、Ｔｉ ２．０〜５．０ｗ
ｔ％、Ｃｒ ０．０１〜０．６ｗｔ％、Ｚｒ ０．０１
〜０．２ｗｔ％、Ｆｅ ０．０１〜０．３ｗｔ％、Ｎｉ
０．０１〜０．３ｗｔ％を含有し、残部がＣｕ及び不
可避的不純物からなる銅合金を、８００〜９５０℃の温
度に加熱して冷却する溶体化処理後、冷間圧延を行な
い、３５０〜５００℃の温度で時効析出処理後、さらに
加工度２０〜９０％で最終冷間圧延後、２００〜５００
℃の温度で熱処理をすることを特徴とする高強度銅合金
の製造方法に関するものである。
ｔ％、Ｃｒ ０．０１〜０．６ｗｔ％、Ｚｒ ０．０１
〜０．２ｗｔ％、Ｆｅ ０．０１〜０．３ｗｔ％、Ｎｉ
０．０１〜０．３ｗｔ％を含有し、残部がＣｕ及び不
可避的不純物からなる銅合金を、８００〜９５０℃の温
度に加熱して冷却する溶体化処理後、冷間圧延を行な
い、３５０〜５００℃の温度で時効析出処理後、さらに
加工度２０〜９０％で最終冷間圧延後、２００〜５００
℃の温度で熱処理をすることを特徴とする高強度銅合金
の製造方法に関するものである。
【０００６】
【発明の具体的説明】本発明は、Ｃｕ−Ｔｉ合金系の強
度とバネ性をさらに改善した、高強度銅合金の製造方法
である。一般に、時効析出硬化型の合金では、溶体化処
理と冷間圧延を繰返し行った後、最後に時効析出処理の
工程を経て製品となる。本発明と同様の組成において
も、時効析出処理を行なった合金の特性は、高強度と高
導電性を有することを既に開示した。（特願平４−３０
９７４８）
度とバネ性をさらに改善した、高強度銅合金の製造方法
である。一般に、時効析出硬化型の合金では、溶体化処
理と冷間圧延を繰返し行った後、最後に時効析出処理の
工程を経て製品となる。本発明と同様の組成において
も、時効析出処理を行なった合金の特性は、高強度と高
導電性を有することを既に開示した。（特願平４−３０
９７４８）
【０００７】Ｃｕ−Ｃｒ合金およびＣｕ−Ｚｒ合金は、
Ｃｕ−Ｔｉ合金と同じ時効析出硬化型合金である。Ｃｕ
−Ｔｉ合金にＣｒとＺｒを添加すると、ＣｒとＺｒによ
る時効析出硬化も生じて、Ｃｕ−Ｔｉ合金に比較して強
度が向上する。また、Ｃｕ−Ｔｉ合金に適量のＣｒを添
加すると、溶体化処理時に結晶粒の粗大化を抑制する効
果がある。さらに、Ｃｕ−Ｔｉ合金に適量のＺｒを添加
すると、時効析出処理時の粒界型析出を抑制し、過時効
による軟化を抑制する効果がある。
Ｃｕ−Ｔｉ合金と同じ時効析出硬化型合金である。Ｃｕ
−Ｔｉ合金にＣｒとＺｒを添加すると、ＣｒとＺｒによ
る時効析出硬化も生じて、Ｃｕ−Ｔｉ合金に比較して強
度が向上する。また、Ｃｕ−Ｔｉ合金に適量のＣｒを添
加すると、溶体化処理時に結晶粒の粗大化を抑制する効
果がある。さらに、Ｃｕ−Ｔｉ合金に適量のＺｒを添加
すると、時効析出処理時の粒界型析出を抑制し、過時効
による軟化を抑制する効果がある。
【０００８】Ｃｕ−Ｔｉ合金に適量のＦｅとＮｉを添加
すると、Ｃｕ−Ｔｉ合金よりも、高温長時間の時効析出
処理が可能になり、強度を低下させることなく、導電性
を向上させることができる。これは、ＦｅあるいはＮｉ
を含む化合物が時効析出するまでに要する時効析出処理
条件が、Ｃｕ−Ｔｉ合金の場合よりも高温長時間である
ため、Ｃｕ−Ｔｉ合金では過時効となって軟化する条件
で、再び時効析出による硬化が生じるためである。
すると、Ｃｕ−Ｔｉ合金よりも、高温長時間の時効析出
処理が可能になり、強度を低下させることなく、導電性
を向上させることができる。これは、ＦｅあるいはＮｉ
を含む化合物が時効析出するまでに要する時効析出処理
条件が、Ｃｕ−Ｔｉ合金の場合よりも高温長時間である
ため、Ｃｕ−Ｔｉ合金では過時効となって軟化する条件
で、再び時効析出による硬化が生じるためである。
【０００９】一般に、時効析出硬化型の合金は、単相化
できる温度で溶体化処理を行い、冷間圧延等の加工を行
った後、時効析出処理を行うことで、強度と導電性に優
れた性質が得られる。本発明の合金組成においても、時
効析出処理を行なった合金は、強度と導電性に優れた性
質を有しているが、さらに冷間圧延等の方法で冷間加工
し、再び熱処理を行なうと、導電性を損なうことなく、
強度が著しく高まることを見出した。
できる温度で溶体化処理を行い、冷間圧延等の加工を行
った後、時効析出処理を行うことで、強度と導電性に優
れた性質が得られる。本発明の合金組成においても、時
効析出処理を行なった合金は、強度と導電性に優れた性
質を有しているが、さらに冷間圧延等の方法で冷間加工
し、再び熱処理を行なうと、導電性を損なうことなく、
強度が著しく高まることを見出した。
【００１０】時効析出処理を行なった合金は、微細な析
出物が生じて高強度を有しているが、時効析出処理は、
比較的長時間の熱処理を行なうため、転位密度は著しく
低下している。そこで、時効析出処理後の合金に対して
冷間圧延等の方法で、冷間加工を行ない、転位密度を増
加させ、金属材料の強化法の一つである加工強化を行な
うと、強度を高めることができる。
出物が生じて高強度を有しているが、時効析出処理は、
比較的長時間の熱処理を行なうため、転位密度は著しく
低下している。そこで、時効析出処理後の合金に対して
冷間圧延等の方法で、冷間加工を行ない、転位密度を増
加させ、金属材料の強化法の一つである加工強化を行な
うと、強度を高めることができる。
【００１１】ここで、塑性変形によって導入された転位
は、熱活性化や応力を加えた場合に容易に動くことがで
きる可動転位と、障害物や転位同士が絡み合い、容易に
動くことができない障害転位に分けることができる。加
工強化では、主に障害転位が塑性加工で導入されること
によって、強化されている。
は、熱活性化や応力を加えた場合に容易に動くことがで
きる可動転位と、障害物や転位同士が絡み合い、容易に
動くことができない障害転位に分けることができる。加
工強化では、主に障害転位が塑性加工で導入されること
によって、強化されている。
【００１２】冷間加工した合金を再び加熱すると、可動
転位は熱活性化によって動き、障害物や他の転位と絡
み、新たに障害転位を形成する。強化に寄与していなか
った可動転位が、熱処理によって障害転位となり、障害
転位が増加するため合金が強化される。従って、時効析
出処理後に冷間加工を行なった合金を熱処理することに
よって、導電性を低下させることなく、強度を高めるこ
とができる。
転位は熱活性化によって動き、障害物や他の転位と絡
み、新たに障害転位を形成する。強化に寄与していなか
った可動転位が、熱処理によって障害転位となり、障害
転位が増加するため合金が強化される。従って、時効析
出処理後に冷間加工を行なった合金を熱処理することに
よって、導電性を低下させることなく、強度を高めるこ
とができる。
【００１３】一方、熱活性化によって転位が動くと、表
面や結晶粒界等で転位の消滅が生じる。また、障害転位
も熱活性化によって、徐々に可動化したり、転位同士の
反応によって消滅し、転位密度が低下する回復現象が同
時に進行する。熱処理中は、２つの現象の競争によっ
て、強化と軟化が起こる。熱処理を開始すると、まず塑
性変形によって導入された多数の可動転位が可動化し、
障害転位が増加するため強化が生じる。その後は、回復
現象による軟化が顕著になる。このため、最大の強化が
得られるように、適切な熱処理条件を選択することが必
要である。なお、この熱処理は、合金元素の析出を目的
したものではないので、時効析出処理とは区別され、時
効析出処理と比較して、低温あるいは短時間の加熱で十
分である。
面や結晶粒界等で転位の消滅が生じる。また、障害転位
も熱活性化によって、徐々に可動化したり、転位同士の
反応によって消滅し、転位密度が低下する回復現象が同
時に進行する。熱処理中は、２つの現象の競争によっ
て、強化と軟化が起こる。熱処理を開始すると、まず塑
性変形によって導入された多数の可動転位が可動化し、
障害転位が増加するため強化が生じる。その後は、回復
現象による軟化が顕著になる。このため、最大の強化が
得られるように、適切な熱処理条件を選択することが必
要である。なお、この熱処理は、合金元素の析出を目的
したものではないので、時効析出処理とは区別され、時
効析出処理と比較して、低温あるいは短時間の加熱で十
分である。
【００１４】次に、本発明の合金系の組成範囲について
説明する。本発明において、Ｔｉの含有量を２．０〜
５．０ｗｔ％とした理由は、Ｔｉの含有量が２．０ｗｔ
％未満では、充分な時効析出硬化が生じないため、バネ
材料に必要な強度が得られないためである。また、Ｔｉ
の含有量が５．０ｗｔ％を越えると、加工性と導電性が
著しく悪化するためである。
説明する。本発明において、Ｔｉの含有量を２．０〜
５．０ｗｔ％とした理由は、Ｔｉの含有量が２．０ｗｔ
％未満では、充分な時効析出硬化が生じないため、バネ
材料に必要な強度が得られないためである。また、Ｔｉ
の含有量が５．０ｗｔ％を越えると、加工性と導電性が
著しく悪化するためである。
【００１５】Ｃｒの含有量を０．０１〜０．６ｗｔ％、
Ｚｒの含有量を０．０１〜０．２ｗｔ％とした理由は、
ＣｒとＺｒの含有量が各々０．０１％未満では、粒界型
析出の抑制効果や、結晶粒を微細化する効果が得られ
ず、強度を向上することができないためである。Ｃｒの
含有量が０．６ｗｔ％を越えると、あるいはＺｒの含有
量が０．２ｗｔ％を越えると、ＣｒあるいはＺｒが銅中
に固溶できる限界量を越えるため、溶体化処理を行った
後に、ＣｒやＺｒあるいはＣｒ、Ｚｒを含む化合物が、
既に析出しており、この析出物は時効析出硬化に寄与し
ないだけでなく、加工性を悪化させるためである。
Ｚｒの含有量を０．０１〜０．２ｗｔ％とした理由は、
ＣｒとＺｒの含有量が各々０．０１％未満では、粒界型
析出の抑制効果や、結晶粒を微細化する効果が得られ
ず、強度を向上することができないためである。Ｃｒの
含有量が０．６ｗｔ％を越えると、あるいはＺｒの含有
量が０．２ｗｔ％を越えると、ＣｒあるいはＺｒが銅中
に固溶できる限界量を越えるため、溶体化処理を行った
後に、ＣｒやＺｒあるいはＣｒ、Ｚｒを含む化合物が、
既に析出しており、この析出物は時効析出硬化に寄与し
ないだけでなく、加工性を悪化させるためである。
【００１６】ＦｅおよびＮｉの含有量をそれぞれ０．０
１〜０．３ｗｔ％とした理由は、ＦｅあるいはＮｉの含
有量が各々０．０１％未満では、ＦｅあるいはＮｉを含
む化合物による時効析出効果が得られず、強度を低下さ
せることなく、導電性を向上させることができないため
である。ＦｅあるいはＮｉの含有量が０．３ｗｔ％を越
えると、溶解鋳造時にＴｉと化合し、ＴｉとＦｅあるい
はＮｉを含む化合物が析出し、この析出物は溶体化処理
で溶体化ができないので、時効析出硬化に寄与しないだ
けでなく、溶体化するＴｉの量を減少させ、強度の低下
をもたらすためである。また、この析出物は、室温では
母相に比べて固いため、冷間加工性を悪化させ、割れの
原因となるので、ＦｅあるいはＮｉの含有量は０．３ｗ
ｔ％を越えてはならない。
１〜０．３ｗｔ％とした理由は、ＦｅあるいはＮｉの含
有量が各々０．０１％未満では、ＦｅあるいはＮｉを含
む化合物による時効析出効果が得られず、強度を低下さ
せることなく、導電性を向上させることができないため
である。ＦｅあるいはＮｉの含有量が０．３ｗｔ％を越
えると、溶解鋳造時にＴｉと化合し、ＴｉとＦｅあるい
はＮｉを含む化合物が析出し、この析出物は溶体化処理
で溶体化ができないので、時効析出硬化に寄与しないだ
けでなく、溶体化するＴｉの量を減少させ、強度の低下
をもたらすためである。また、この析出物は、室温では
母相に比べて固いため、冷間加工性を悪化させ、割れの
原因となるので、ＦｅあるいはＮｉの含有量は０．３ｗ
ｔ％を越えてはならない。
【００１７】使用する原材料は、純金属あるいは母合金
を用いるが、不純物元素が少ないことが望ましい。本発
明の合金中には、ＴｉやＺｒのような活性金属を含むの
で、酸素等のガス成分が少ない原材料を用いることが望
ましい。
を用いるが、不純物元素が少ないことが望ましい。本発
明の合金中には、ＴｉやＺｒのような活性金属を含むの
で、酸素等のガス成分が少ない原材料を用いることが望
ましい。
【００１８】次に製造方法について説明する。本発明の
合金成分中に、特に酸素と化合しやすい、ＴｉやＺｒの
ような活性金属を含むので、合金の作成は、真空中ある
いは不活性ガス中で溶解後、金型等に鋳造する。合金を
溶解し、金型等に鋳造して得られたインゴットは、凝固
時の偏析が生じるので、８００〜９５０℃の温度に保持
して、均質化焼鈍を行った後、熱間圧延を行う。均質化
焼鈍の温度が８００℃未満では、温度が低過ぎて、十分
に均質化できない。また、９５０℃を越えると、酸化が
著しくなり、均質化焼鈍の温度として適さない。
合金成分中に、特に酸素と化合しやすい、ＴｉやＺｒの
ような活性金属を含むので、合金の作成は、真空中ある
いは不活性ガス中で溶解後、金型等に鋳造する。合金を
溶解し、金型等に鋳造して得られたインゴットは、凝固
時の偏析が生じるので、８００〜９５０℃の温度に保持
して、均質化焼鈍を行った後、熱間圧延を行う。均質化
焼鈍の温度が８００℃未満では、温度が低過ぎて、十分
に均質化できない。また、９５０℃を越えると、酸化が
著しくなり、均質化焼鈍の温度として適さない。
【００１９】溶体化処理は、８００〜９５０℃の温度
で、１〜１０分間保持して単相化した後、水中に入れて
冷却する等の方法で、急冷して、過飽和固溶体とする。
溶体化処理の温度が８００℃未満では、温度が低過ぎ
て、合金元素を十分に固溶させることができず、単相化
できない場合がある。固溶できなかった合金元素は析出
物となり、伸びの低下や加工性を悪化させる原因とな
る。また、溶体化処理の温度が９５０℃を越えると、結
晶粒が粗大化するため、強度が低下し、加工性が悪くな
る。
で、１〜１０分間保持して単相化した後、水中に入れて
冷却する等の方法で、急冷して、過飽和固溶体とする。
溶体化処理の温度が８００℃未満では、温度が低過ぎ
て、合金元素を十分に固溶させることができず、単相化
できない場合がある。固溶できなかった合金元素は析出
物となり、伸びの低下や加工性を悪化させる原因とな
る。また、溶体化処理の温度が９５０℃を越えると、結
晶粒が粗大化するため、強度が低下し、加工性が悪くな
る。
【００２０】溶体化処理後に行なう冷間圧延の加工度
は、次に行なう時効析出硬化に影響を与える。加工度を
高くすると時効析出処理後の硬度と強度が高くなる。ま
た、時効析出処理後に行なう最終冷間圧延と熱処理の条
件が同じであれば、熱処理後の強度も高くできる。しか
し、時効析出処理後の硬度が高くなり過ぎると、最終冷
間圧延で加工しにくくなるため、溶体化処理後に行なう
冷間圧延の加工度は、８０％以下であることが望まし
い。
は、次に行なう時効析出硬化に影響を与える。加工度を
高くすると時効析出処理後の硬度と強度が高くなる。ま
た、時効析出処理後に行なう最終冷間圧延と熱処理の条
件が同じであれば、熱処理後の強度も高くできる。しか
し、時効析出処理後の硬度が高くなり過ぎると、最終冷
間圧延で加工しにくくなるため、溶体化処理後に行なう
冷間圧延の加工度は、８０％以下であることが望まし
い。
【００２１】時効析出処理は、溶体化処理で得られた過
飽和固溶体を、冷間圧延した後、３５０〜５００℃の温
度に保持して行う。時効析出処理を行うと、徐々に強度
と導電率が高くなっていくが、必要以上に長時間の時効
析出処理を行うと過時効となって、強度が低下し、その
後の加工と熱処理を行なっても十分な強度が得られない
ので、適切な条件を選ばなければならない。また組成や
圧延条件によって、適切な時効析出処理の温度と時間は
異なってくるので、適切な条件を見出すことが必要であ
る。時効析出処理の温度が５００℃を越えると、合金元
素が銅中に固溶する溶解度が大きくなり、強度や導電率
が低下する。また、時効析出処理の温度が３５０℃未満
でも、時効析出処理は可能ではあるが、極めて長時間の
処理が必要になるので、生産性が悪くなり、工業的に意
味がない。
飽和固溶体を、冷間圧延した後、３５０〜５００℃の温
度に保持して行う。時効析出処理を行うと、徐々に強度
と導電率が高くなっていくが、必要以上に長時間の時効
析出処理を行うと過時効となって、強度が低下し、その
後の加工と熱処理を行なっても十分な強度が得られない
ので、適切な条件を選ばなければならない。また組成や
圧延条件によって、適切な時効析出処理の温度と時間は
異なってくるので、適切な条件を見出すことが必要であ
る。時効析出処理の温度が５００℃を越えると、合金元
素が銅中に固溶する溶解度が大きくなり、強度や導電率
が低下する。また、時効析出処理の温度が３５０℃未満
でも、時効析出処理は可能ではあるが、極めて長時間の
処理が必要になるので、生産性が悪くなり、工業的に意
味がない。
【００２２】時効析出処理の温度と時間の例を上げる
と、溶体化処理後の加工度が６０％で、時効析出処理温
度が４５０〜４７０℃では、５時間前後の時効析出処理
を行なうことが望ましい。溶体化処理後の加工度や、時
効析出処理温度を低くした場合は、より長時間の時効析
出処理を行なうことが望ましい。
と、溶体化処理後の加工度が６０％で、時効析出処理温
度が４５０〜４７０℃では、５時間前後の時効析出処理
を行なうことが望ましい。溶体化処理後の加工度や、時
効析出処理温度を低くした場合は、より長時間の時効析
出処理を行なうことが望ましい。
【００２３】時効析出処理した合金を、加工度２０〜９
０％で最終冷間圧延を行う。加工度が大きいほど強度は
高くなるが、導電性や加工性が低下するので、加工度が
９０％以下で冷間圧延することが望ましい。また、加工
度が２０％未満では、冷間加工によって導入される転位
が少ないため、加工後に熱処理を行っても効果が小さ
く、高強度を得ることができない。
０％で最終冷間圧延を行う。加工度が大きいほど強度は
高くなるが、導電性や加工性が低下するので、加工度が
９０％以下で冷間圧延することが望ましい。また、加工
度が２０％未満では、冷間加工によって導入される転位
が少ないため、加工後に熱処理を行っても効果が小さ
く、高強度を得ることができない。
【００２４】最終冷間加工後、２００〜５００℃の温度
で熱処理を行い、さらに強度を高める。２００℃未満で
は、拡散がほとんど起こらなくなり、極めて長時間の処
理が必要になるので、生産性が悪くなり、工業的に意味
がない。一方、５００℃を超えると再結晶や回復現象の
ため強度を高めることができない。この熱処理は、回復
現象による軟化を伴うので、必要以上に長時間の処理を
行うと、強度が低下する。このため、強化が最大となる
ように、適切な条件を選ばなければならない。例えば、
熱処理温度が４３０℃では、１分間前後の熱処理時間で
あることが望ましく、熱処理温度を低くした場合は、よ
り長時間の熱処理時間であることが望ましい。この熱処
理は、時効析出処理と比較して、低温あるいは短時間の
熱処理条件が望ましい。以上の方法で製造された銅合金
は、極めて高い強度と導電性を有する。
で熱処理を行い、さらに強度を高める。２００℃未満で
は、拡散がほとんど起こらなくなり、極めて長時間の処
理が必要になるので、生産性が悪くなり、工業的に意味
がない。一方、５００℃を超えると再結晶や回復現象の
ため強度を高めることができない。この熱処理は、回復
現象による軟化を伴うので、必要以上に長時間の処理を
行うと、強度が低下する。このため、強化が最大となる
ように、適切な条件を選ばなければならない。例えば、
熱処理温度が４３０℃では、１分間前後の熱処理時間で
あることが望ましく、熱処理温度を低くした場合は、よ
り長時間の熱処理時間であることが望ましい。この熱処
理は、時効析出処理と比較して、低温あるいは短時間の
熱処理条件が望ましい。以上の方法で製造された銅合金
は、極めて高い強度と導電性を有する。
【００２５】以下、本発明の実施例について説明する。
【実施例】本発明の合金組成を配合し、高周波真空溶解
炉を用いて、黒鉛坩堝中で真空溶解後、金型に鋳造し、
３０mm８０mm１５０mmインゴットにした。その化学成分
組成を表１に示す。
炉を用いて、黒鉛坩堝中で真空溶解後、金型に鋳造し、
３０mm８０mm１５０mmインゴットにした。その化学成分
組成を表１に示す。
【００２６】
【表１】
【００２７】インゴットを面削後、９００℃に加熱して
３時間の均質化焼鈍後、熱間圧延した。冷却後、表面の
スケール等の欠陥を除去し、これを冷間圧延し、８５０
℃で溶体化処理後、水中に急冷した。表面を酸で洗浄
し、加工度６０％で冷間圧延した後、３５０〜５００℃
の範囲内で、真空中で時効析出処理を行った。続いて、
加工度２０〜９０％の範囲内で最終冷間圧延をした。さ
らに、２００〜５００℃の範囲内の温度で、熱処理を行
った。時効析出処理条件、最終冷間圧延の加工度、熱処
理条件を表２に示す。このようにして得られた板材につ
いて、引張強度、ビッカース硬度、導電率を測定し、そ
の結果を表２に示す。
３時間の均質化焼鈍後、熱間圧延した。冷却後、表面の
スケール等の欠陥を除去し、これを冷間圧延し、８５０
℃で溶体化処理後、水中に急冷した。表面を酸で洗浄
し、加工度６０％で冷間圧延した後、３５０〜５００℃
の範囲内で、真空中で時効析出処理を行った。続いて、
加工度２０〜９０％の範囲内で最終冷間圧延をした。さ
らに、２００〜５００℃の範囲内の温度で、熱処理を行
った。時効析出処理条件、最終冷間圧延の加工度、熱処
理条件を表２に示す。このようにして得られた板材につ
いて、引張強度、ビッカース硬度、導電率を測定し、そ
の結果を表２に示す。
【００２８】
【表２】
【００２９】比較例として、同様の方法で行った比較合
金の化学成分組成を表１に示す。また、比較例として実
施した製造条件と、その特性を測定した結果を表２に合
わせて示す。
金の化学成分組成を表１に示す。また、比較例として実
施した製造条件と、その特性を測定した結果を表２に合
わせて示す。
【００３０】表２に示した結果から明らかなように、本
発明の実施例Ａ〜Ｈでは、いずれも引張強度が１１５０
Ｎ/mm2以上であり、極めて高い強度を有している。ま
た、いずれも導電性は１２％ＩＡＣＳ以上あり、高強度
であるにもかかわらず、高導電性を有している。
発明の実施例Ａ〜Ｈでは、いずれも引張強度が１１５０
Ｎ/mm2以上であり、極めて高い強度を有している。ま
た、いずれも導電性は１２％ＩＡＣＳ以上あり、高強度
であるにもかかわらず、高導電性を有している。
【００３１】表２に合わせて示した比較例ＩとＪは、時
効析出処理後の冷間加工あるいは熱処理を行なっていな
い例であり、本発明の実施例と比較して強度が低いこと
が明らかである。比較例Ｋのように、最終冷間圧延の加
工度が２０％未満であると、熱処理を行なっても、強度
の上昇はわずかであり、効果がほとんどない。本発明の
合金組成の範囲外である比較例ＬとＭでは、本発明の実
施例と比較して強度が低く、十分な効果が得られない。
効析出処理後の冷間加工あるいは熱処理を行なっていな
い例であり、本発明の実施例と比較して強度が低いこと
が明らかである。比較例Ｋのように、最終冷間圧延の加
工度が２０％未満であると、熱処理を行なっても、強度
の上昇はわずかであり、効果がほとんどない。本発明の
合金組成の範囲外である比較例ＬとＭでは、本発明の実
施例と比較して強度が低く、十分な効果が得られない。
【００３２】
【発明の効果】以上説明したように本発明によって、極
めて高い強度が得られ、導電性バネ材料に適した高強度
銅合金を得ることができる。
めて高い強度が得られ、導電性バネ材料に適した高強度
銅合金を得ることができる。
Claims (1)
- 【請求項１】 Ｔｉ ２．０〜５．０ｗｔ％、Ｃｒ
０．０１〜０．６ｗｔ％、Ｚｒ ０．０１〜０．２ｗｔ
％、Ｆｅ ０．０１〜０．３ｗｔ％、Ｎｉ ０．０１〜
０．３ｗｔ％を含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物
からなる銅合金を、８００〜９５０℃の温度に加熱して
冷却する溶体化処理後、冷間圧延を行ない、３５０〜５
００℃の温度で時効析出処理後、さらに加工度２０〜９
０％で最終冷間圧延後、２００〜５００℃の温度で熱処
理をすることを特徴とする高強度銅合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7276193A JPH06264202A (ja) | 1993-03-09 | 1993-03-09 | 高強度銅合金の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7276193A JPH06264202A (ja) | 1993-03-09 | 1993-03-09 | 高強度銅合金の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06264202A true JPH06264202A (ja) | 1994-09-20 |
Family
ID=13498676
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7276193A Pending JPH06264202A (ja) | 1993-03-09 | 1993-03-09 | 高強度銅合金の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06264202A (ja) |
Cited By (14)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2007015549A1 (ja) * | 2005-08-03 | 2007-02-08 | Nippon Mining & Metals Co., Ltd. | 電子部品用高強度銅合金及び電子部品 |
| KR100879210B1 (ko) * | 2004-06-22 | 2009-01-16 | 현대중공업 주식회사 | 고온 내마모성이 우수한 크롬동 콘택트 팁의 제조방법 |
| WO2010126131A1 (ja) * | 2009-04-30 | 2010-11-04 | Jx日鉱日石金属株式会社 | 電子部品用チタン銅の製造方法 |
| JP2012087343A (ja) * | 2010-10-18 | 2012-05-10 | Jx Nippon Mining & Metals Corp | 強度、導電率及び曲げ加工性に優れたチタン銅及びその製造方法 |
| JP2013204140A (ja) * | 2012-03-29 | 2013-10-07 | Jx Nippon Mining & Metals Corp | チタン銅 |
| JP2013209731A (ja) * | 2012-03-30 | 2013-10-10 | Jx Nippon Mining & Metals Corp | チタン銅及びその製造方法 |
| WO2014013876A1 (ja) * | 2012-07-19 | 2014-01-23 | Jx日鉱日石金属株式会社 | 高強度チタン銅箔及びその製造方法 |
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| JP2016128600A (ja) * | 2015-01-09 | 2016-07-14 | Ｊｘ金属株式会社 | めっき層を有するチタン銅 |
| CN112877553A (zh) * | 2021-01-12 | 2021-06-01 | 宁波金田铜业(集团)股份有限公司 | 一种铜钛合金棒线的制备方法 |
| KR20210069074A (ko) * | 2018-11-09 | 2021-06-10 | 제이엑스금속주식회사 | 티타늄 구리박, 신동품, 전자 기기 부품 및 오토포커스 카메라 모듈 |
| CN115354251A (zh) * | 2022-08-29 | 2022-11-18 | 西安交通大学 | 一种提高析出程度且抑制析出相粗化的热处理方法 |
-
1993
- 1993-03-09 JP JP7276193A patent/JPH06264202A/ja active Pending
Cited By (20)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| CN112877553A (zh) * | 2021-01-12 | 2021-06-01 | 宁波金田铜业(集团)股份有限公司 | 一种铜钛合金棒线的制备方法 |
| CN115354251A (zh) * | 2022-08-29 | 2022-11-18 | 西安交通大学 | 一种提高析出程度且抑制析出相粗化的热处理方法 |
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