JPS6257704B2 - - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

本発明は、時効硬化性チタニウム銅合金展伸材
の製造法に係り、特に微細且つ均一な結晶組織よ
りなる、材料特性に優れ且つそのバラツキの少な
い時効硬化性のチタニウム銅合金展伸材料を製造
する方法に関するものである。 時効硬化性のチタニウム銅合金展伸材料は、従
来より、その優れた機械強度、導電性等の特徴を
利用して、薄板の導電バネ材として多用されてい
るが、その製造工程では、溶解、鋳造、熱間加工
の後、焼鈍と冷間加工を交互に繰り返して所定の
形状に加工した上で、最終溶体化処理を行ない、
その後、質別に応じて更に冷間加工を施し、そし
て時効硬化処理を行なつているのである。 而して、このような工程を経由して製造される
チタニウム銅合金展伸材にあつては、その製造工
程で採用される焼鈍及び最終溶体化処理におい
て、一般に、800〜900℃の温度範囲において再結
晶軟化せしめ、また溶体化することが行なわれて
いるが、この温度範囲では結晶粒の成長が著しく
大きく、それ故最終製品での平均結晶粒は、例外
なく40μｍ以上となり、甚しい場合には100μｍ
にも達することがある。 すなわち、時効硬化性チタニウム銅合金材料
は、他の銅合金系導電バネ材、例えば時効硬化性
ベリリウム銅合金材料と比較して、実用的な再結
晶軟化温度において、該時効硬化性ベリリウム銅
合金材料が720〜800℃であるのに対し、800〜900
℃と高く、その結果、製造工程中の焼鈍、最終溶
体化等の熱処理により、その結晶粒が著しく成長
するという大きな欠点を有しているのである。 そして、言うまでもなく、このようなチタニウ
ム銅合金材料の金属組織において生じる結晶粒の
粗大化は、成形性、バネ寿命、伸び、耐力等の材
料特性に悪影響を及ぼすと共に、それらの特性の
バラツキの大きな要因となつていたのである。し
かしながら、このような問題を解決することは、
チタニウム銅合金材料の製造工程において極めて
難しいこととされ、未だその有効な対策は見い出
されていないのである。 本発明は、かかる事情に鑑みて為されたもので
あつて、その主たる目的とするところは、成形
性、バネ寿命、伸び、耐力等の材料特性に優れた
時効硬化性チタニウム銅合金展伸材の製造法を提
供することにある。 また、本発明の他の目的とするところは、焼
鈍、最終溶体化処理時における結晶粒の粗大化を
防止することにより、材料特性が著しく改善され
た、微細均一結晶よりなる時効硬化性チタニウム
銅合金材料の製造方法を提供することにある。 そして、このような本発明の目的を達成するた
めに、本発明にあつては、時効硬化性チタニウム
銅合金展伸材の製造工程において、所定の加工が
施されたチタニウム銅合金材料に対して、焼鈍温
度が固溶限以下で且つ再結晶温度以下の焼鈍処理
を行ない、第二相を母相中に微細且つ均一に分散
析出せしめ、しかる後、冷間加工するか或いは冷
間加工することなく、母相中に析出した第二相が
完全に固溶した直後か若しくはそれ以前に溶体化
処理が終了するように最終溶体化処理を施すこと
により、結晶粒の粗大化を阻止し、微細結晶組織
とするようにしたことにある。 なお、かかる本発明においては、銅チタニウム
（Cu―Ti）系二元状態図におけるα相を母相と称
し、また金属間化合物であるCu₃Ti析出物を第二
相と称し、更には（α＋Cu₃Ti）相とα相との境
界を固溶限と称することとする。因みに、第１図
には、そのような銅チタニウム系二元状態図が示
されているが、そこにおいて、曲線：Ａがかかる
（α＋Cu₃Ti）相とα相との境界を示し、これが
固溶限を示す曲線となるものである。 また、かかる本発明において、目的とする展伸
材を与える時効硬化性チタニウム銅（Cu―Ti）
合金材料は、一般に、重量で２〜６％、好ましく
は３〜５％のチタニウム（Ti）を含み、残部が
主として銅（Cu）である銅基合金からなるもの
であつて、チタニウムの含有量が２％未満では時
効硬化の効果は殆どなく、また６％を超えるよう
になると、チタニウムの含有量に見合つた時効硬
化量が得られないのである。なお、２〜６％のチ
タニウムと共に、他の合金成分を銅に添加した公
知の合金も用いることが出来る。例えば、Fe，
Zr，Cr，Ｂ，Si等を添加した公知の銅合金につ
いても適用可能である。 そして、そのような合金組成のチタニウム銅合
金は、従来からのCu―Ti合金材料の製造手法に
従つて、溶解、鋳造され、そして得られた鋳塊に
従来と同様な熱間鍛造や熱間圧延等の熱間加工が
施され、また必要に応じて、この熱間加工材料に
対して、更に冷間圧延等の冷間加工が施されて、
所定形状のチタニウム銅合金材料が形成されるこ
ととなる。 本発明は、まず、このような所定の加工が施さ
れたチタニウム銅合金材料に対して、前述の如
く、焼鈍温度が固溶限以下で且つ再結晶温度以下
の焼鈍処理、所謂中間焼鈍処理を行なうようにし
たものである。すなわち、この本発明に従う中間
焼鈍処理は、従来の焼鈍処理とは異なり、低温で
行なうものであつて、これにより第二相（Cu₃Ti
析出物）を母相（α相）中に微細且つ均一に分散
析出せしめるようにするのである。 なお、この本発明に従う焼鈍処理における焼鈍
条件に関して、固溶限以下で且つ再結晶温度以下
の焼鈍温度を採用するように規定したのは、かか
る第二相を、母相中に析出せしめ、微細且つ均一
に分散した状態とするためである。けだし、焼鈍
温度が固溶限を超えると、第二相は母相中に析出
せず、また固溶限以下であつても、再結晶温度を
超えると、(a)母相の結晶粒の成長が始まり、(b)母
相中に析出する第二相が粗くなり且つ析出量も減
少するところから、第二相が微細、均一に分散し
た状態が得られなくなるからである。 また、かかる本発明に従う焼鈍処理によつて、
第二相を母相中に微細且つ均一に分散析出せしめ
ることとしたのは、母相中に微細、均一に分散析
出させた第二相が、後の最終溶体化処理時におい
て、母相の結晶粒の粗大化を防ぐ作用効果を持つ
ためであり、これに対して、第二相が母相中に微
細、均一に分散していない状態で最終溶体化処理
を行なうと、母相の結晶粒が不均一となり、また
その粗大化が惹起されるのである。なお、このよ
うに母相中に微細、均一に分散せしめられた第二
相は、一般に５μｍ程度以下の粒子径を有するも
のである。 なお、このような焼鈍処理において、チタニウ
ム銅合金材料を固溶限以下で且つ再結晶温度以下
の焼鈍温度に保持し、第二相を母相中に微細且つ
均一に分散析出させるための具体的条件たる温度
及び時間としては、材料のチタニウムの含有量や
加工履歴等によつて種々異なり、一義的に規定す
ることは困難であるが、一般に、かかるチタニウ
ム銅合金材料を500℃〜700℃の温度に１時間〜20
時間保持する条件が好適に採用されることとな
る。 次いで、このような焼鈍処理が施されたチタニ
ウム銅合金材料には、更に冷間加工が施されるか
或いはそのような冷間加工が施されることなく、
最終溶体化処理が施されることとなるが、その
際、該銅合金材料中の第二相は、その析出状態が
微細且つ均一に母相中に分散した状態であるとこ
ろから、溶体化処理のための昇温時に母相の結晶
粒が不均一に粗大化することが効果的に防止せし
められると共に、溶体化温度（固溶限以上且つ再
結晶温度以上の温度）領域にて、迅速且つ均一に
母相中に固溶するようになり、そのため溶体化温
度での保持時間は、従来の時効硬化性チタニウム
銅合金材料の製造工程における溶体化処理に比べ
て極めて短時間でよく、従つて第二相を母相に充
分に固溶させても、結晶粒は粗大化が起こり難
く、その結果、金属組織が微細結晶組織である銅
合金材料が容易且つ有利に得られるのである。 なお、ここで、最終溶体化処理条件を、母相中
に析出した第二相が完全に固溶した直後か又はそ
れ以前に溶体化処理を終了することとしたのは、
前述の如く、前段の焼鈍操作によつて第二相が母
相中に微細且つ均一に析出しているところから、
そのような母相中の析出相（第二相析出粒子）が
残存している間は、溶体化時における結晶粒の粗
大化は起こり難いが、かかる第二相が完全に母相
に固溶した後においても高温の溶体化温度で保持
を続けると、母相結晶粒は著しい粗大化挙動を示
し、微細結晶組織とすることが出来ないからであ
る。 このように、本発明に従う最終溶体化処理は、
固溶限以上且つ再結晶温度以上の溶体化温度にお
いて所定時間保持され、以て微細結晶組織を有す
るチタニウム銅合金材料（展伸材）が形成される
こととなるが、そのような最終溶体化処理の終了
時期としては、上述のように、母相中に析出した
第二相が完全に固溶した直後か、又はそれ以前の
適当な時期が適宜に選択されることとなる。けだ
し、この溶体化処理における保持時間、換言すれ
ば溶体化時間は、チタニウム銅合金材料の組成、
板厚、大きさ、第二相の大きさ、加工の有無等に
よつて変化するものであり、一般には、母相の平
均結晶粒径が25μｍ、好ましくは15μｍの大きさ
に成長するまでの時間内において適宜に決定され
ることとなる。従つて、本発明にあつては、その
ような溶体化処理時間を一義的に決めることは困
難である。尤も、本発明が、特に薄板状のチタニ
ウム銅合金展伸材に対して適用される場合におい
ては、３分以内の溶体化処理時間が好適に採用さ
れるものであるが、勿論、３分を超える溶体化処
理時間も採用されることがある。例えば、チタニ
ウム銅合金展伸材の板厚が厚い等の場合にあつて
は、30分〜１時間の溶体化処理が必要となる場合
もあるのである。 そして、このようにして、本発明に従つて最終
溶体化処理され、微細結晶組織を有する材料とさ
れたチタニウム銅合金材料には、常法に従つて、
質別に応じて冷間圧延等の加工が施された後、通
常の時効硬化処理が施されて、目的とする最終製
品とされることとなるのである。 本発明は、以上の説明から明らかなように、所
定の熱間加工、冷間加工等の加工が施されたチタ
ニウム銅合金材料に対して、前処理として、固溶
限以下で且つ再結晶以下の焼鈍温度にてその保持
を行なう焼鈍処理と、その後の結晶粒の粗大化が
起こる前に溶体化を終了せしめる最終溶体化処理
とを組み合わせて、実施するものであり、これに
よつて微細且つ均一な組織よりなる時効硬化性チ
タニウム銅合金材料（展伸材）が有利に取得され
得ることとなつたのである。そして、かかる本発
明に従つて得られたチタニウム銅合金材料は、微
細結晶組織よりなるところから、成形性、バネ寿
命、伸び、耐力の向上と共に、圧延方向とそれに
直角な方向における材料特性のバラツキが著しく
小さい等の優れた特徴を有する、極めて信頼性の
高い材料となつたのである。 以下、本発明を更に具体的に明らかにするため
に、本発明の実施例を幾つか示すが、本発明が、
かかる実施例の記載によつて何等制限的に解釈さ
れるものではないこと、言うまでもないところで
ある。 実施例 １ 重量で4.0％のTiを含有し、残部がCu及び不可
避的不純物の組成を有する時効硬化性チタニウム
銅合金を、常法に従つて、溶解、鋳造し、そして
得られた鋳塊を熱間鍛造、熱間圧延することによ
り、板厚：1.2mmの板材を得た。次いで、この板
材を800℃の温度にて10分間保持した後、水冷
し、更に続いて冷間圧延を行なつて、板厚が0.5
mmの冷間圧延材を得た。そして、この冷間圧延材
に対して、下記試料No.１〜８に示される各種の熱
処理（中間焼鈍，最終溶体化処理）等を加えた。 ａ 試料No.１（本発明） まず、上で得られた板厚0.5mmの冷間圧延材
に対して、650℃の温度で８時間の保持（中間
焼鈍）を行ない、第二相を微細、均一に分散析
出させた組織とし、次いでこの材料を830℃の
温度にて５秒間保持した後、水冷する（最終溶
体化処理）ことにより、第二相が充分に固溶し
且つ母相の平均結晶粒径が10μｍである、均一
な組織よりなる板材を得た。 ｂ 試料No.２（本発明） 上記の板厚が0.5mmの冷間圧延材に対して、
650℃の温度にて８時間の保持を行ない（中間
焼鈍）、次いで830℃の温度にて３秒間の保持を
行なつた後、水冷する（最終溶体化処理）こと
により、少量の第二相が均一に分散し且つ母相
の平均結晶粒径が６μｍの金属組織よりなる板
材を得た。 ｃ 試料No.３（比較例） 一方、比較のために、上記の板厚0.5mmの冷
間圧延材に対して、650℃にて８時間の保持を
行なう中間焼鈍処理を施した後、次に830℃に
て３分間の保持を行なつた後、水冷すると、得
られた材料における母相の平均結晶粒径は40μ
ｍとなつた。 ｄ 試料No.４（従来法） さらに、比較のために、従来法として上記の
板厚0.5mmの冷間圧延材に対して、650℃におけ
る熱処理を行なうことなく、直ちに830℃の温
度にて保持する最終溶体化処理を行なつた場
合、第二相が母相中に均質に且つ充分に固溶す
るまでに３分の保持時間が必要であつた。ま
た、このような３分の溶体化処理を施した後、
水冷した材料にあつては、母相の平均結晶粒径
は40μｍであつた。 ｅ 試料No.５（比較例） また、比較のために、上記の板厚0.5mmの冷
間圧延材を、650℃における熱処理（中間焼鈍
処理）を行なうことなく、830℃の温度にて５
秒間保持した後、水冷した場合においては、第
二相が不均一に析出、残存し、且つ母相の結晶
粒径も10〜40μｍの範囲で分布し、不均一な金
属組織の板材となつた。 以上の試料No.１〜５の板材に対して、それぞれ
板厚が0.3mmになるまで冷間圧延を行ない、これ
をＨ材とし、次にそのようなＨ材を400℃の温度
にて２時間の時効硬化処理を施すことにより、そ
れぞれの試料No.のHT材を得た。 ｆ 試料No.６（本発明） 上記の板厚0.5mmの冷間圧延材を、600℃に10
時間の保持を行なつて焼鈍せしめた後、更に冷
間圧延により板厚0.25mmの板材を形成し、そし
てこの板材に対して830℃の温度で３秒間の保
持を行なう溶体化処理を施した後、水冷するこ
とにより、第二相が固溶し且つ母相の平均結晶
粒径が８μｍである、均一な金属結晶組織よに
なる板材が得られた。 ｇ 試料No.７（従来法） 比較のために、上記の板厚0.5mmの冷間圧延
材を、800℃に５分の間保持した後水冷し、次
いでそれを冷間圧延により、板厚0.25mmの板材
と為し、更にこの板材を830℃の温度にて最終
溶体化処理を行なつた場合、第二相が均質且つ
充分に固溶するまでには、２分の保持時間が必
要であることがわかつた。この溶体化処理に２
分の保持時間を要したものを水冷した場合、平
均結晶粒径は45μｍであつた。 ｈ 試料No.８（比較例） また、比較のために、上記の板厚0.5mmの冷
間圧延材に対して、800℃の温度で５分間保持
した後水冷した後、この得られた板材を、更に
冷間圧延により板厚が0.25mmの板材とした。次
いで、この0.25mmの板材を、830℃の温度で３
秒間保持した後水冷した場合には、第二相が不
均一に析出、残存し、且つ母相の結晶粒径も10
〜30μｍの範囲で不均一な組織よりなる板材と
なつた。 また、かかる試料No.６〜８の板材に対して、そ
れぞれ板厚が0.15mmになるまで冷間圧延を施し、
これをＨ材とし、次にこのＨ材を400℃にて２時
間の時効硬化処理を施すことによつて、それぞれ
の試料No.のHT材を得た。 かくして得られた試料No.１〜８におけるＨ材及
びHT材の機械特性の測定を行ない、その結果を
第１表及び第２表に示した。 第１表及び第２表の結果から明らかなように、
本発明に従う製造手法によつて、平均結晶粒径が
それぞれ10μｍ及び８μｍの組織とされた試料No.
１及び試料No.６の板材は、平均結晶粒径がそれぞ
れ40μｍ及び45μｍの組織となつた従来法に従う
試料No.４及び試料No.７の板材に比べて、同等の硬
度にも拘わらず、引張強さ、耐力、伸び、90゜曲
げ成形性等の特性において優れた値を示し、また
圧延方向による特性値の差も小さかつた。すなわ
ち、圧延方向（０゜）と圧延方向に直角な方向
（90゜）におけるそれぞれの物性値の差は、従来
のもの（試料No.４，７）に比べて、極めて小さい
ものであつた。 また、本発明に従う、少量の第二相が均一に分
散した、平均結晶粒径が６μｍとされた試料No.２
の板材にあつては、試料No.１，６及び試料No.４，
７に比べて硬度と強度は劣るが、伸び及び成形性
は向上しており、且つ特性のバラツキ（圧延方向
とそれに直角な方向における）も非常に小さいも
のであることが認められる。 なお、前処理として650℃で２時間の保持を行
ない、次に最終溶体化処理として830℃で３分の
保持を行なつた後水冷した試料No.３の板材では、
後の最終溶体化処理工程における保持時間が長過
ぎたために、結晶粒の粗大化が起こり、試料No.４
及び７の質別HT材と同様な特性値を示してい
る。さらに、前処理として、本発明に従う所定の
焼鈍処理を行なわずに、単に830℃にて短時間の
最終溶体化処理のみを行なつた試料No.５及び試料
No.８の板材にあつては、溶体化が不充分なため
に、硬度及び強度が低く、特性値のバラツキも大
きいものであつた。

【表】

【表】 実施例 ２ 重量で2.5％、4.0％又は5.5％のTiを含有し、
残部がCu及び不可避的不純物である組成を有す
る３種類の時効硬化性チタニウム銅合金に対し
て、常法に従つて、それぞれ溶解、鋳造、熱間鍛
造、熱間圧延を行ない、板厚が1.2mmの３種の板
材を得た。そして、この３種の板材に対して、そ
れぞれ800℃にて10分間の保持を行なつて熱処理
を施した後、水冷し、次いで冷間圧延を行なつ
て、板厚が0.5mmの板材を得た。 次いで、これら得られた冷間圧延材に対して、
焼鈍処理として450℃から750℃までの50℃間隔の
各温度にて、30分、１時間、２時間、４時間、８
時間、16時間、24時間の保持を行ない、その組織
を調べた。 その結果、各合金からなる冷間圧延材は、何れ
も保持温度が450℃では、24時間の保持を行なつ
ても、第二相が微細且つ均一に分散析出した組織
を得ることは出来なかつた。そして、何れの冷間
圧延材にあつても、保持温度が500℃で16時間以
上、550℃で８時間以上、600℃で４時間以上、
650℃で２時間以上、さらにTiを4.0％又は5.5％
含有する材料にあつては、700℃で１時間以上の
保持によつて、第二相が微細且つ均一に分散析出
した組織が得られ、またそれら保持時間以内であ
つても、１時間以上の保持により、均一性ではや
や劣るが、微細な析出状態となつた。 また、Tiを2.5％含有した材料は、700℃又は
750℃の温度で：Tiを４％又は5.5％含有した材料
も、750℃の温度では、保持時間が30分以上とな
ると結晶粒が成長し、且つ第二相の析出量も少な
い状態となつた。 上記の各焼鈍を施した各材料に対して、溶体化
処理として、Tiを2.5％含むものは800℃で、4.0
％含むものは850℃で、5.5％含有するものは870
℃で各々５秒保持した場合、前処理たる焼鈍処理
により、第二相が微細且つ均一に分散析出した組
織となつたものにおいては、全て溶体化処理後の
平均結晶粒径が20μｍ以下で、均一な組織とな
り、またやや均一性に劣つても、第二相が微細な
状態で多量に析出した組織となつたものは、溶体
化処理後の平均結晶粒径は、混粒があるが、25μ
ｍ以下となつた。しかし、上記以外のものでは、
溶体化処理後の平均結晶粒径は全て30μｍ以上と
なつた。また、前記の各焼鈍を施した各材料に、
板厚0.5mmから0.3mmまで冷間圧延を行なつた後、
上記と同様な温度条件下で各３秒間保持し、次い
で水冷した場合においても、上記と全く同様な結
果が得られた。

【図面の簡単な説明】

第１図は銅チタニウム系二元状態図を示すグラ
フである。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ 時効硬化性チタニウム銅合金展伸材の製造工
   程において、所定の加工が施されたチタニウム銅
   合金材料に対して、焼鈍温度が固溶限以下で且つ
   再結晶温度以下の焼鈍処理を行ない、第二相を母
   相中に微細且つ均一に分散析出せしめ、しかる
   後、冷間加工するか或いは冷間加工することな
   く、母相中に析出した第二相が完全に固溶した直
   後か若しくはそれ以前に溶体化処理が終了するよ
   うに最終溶体化処理を施すことにより、結晶粒の
   粗大化を阻止し、微細結晶組織とすることを特徴
   とする時効硬化性チタニウム銅合金展伸材の製造
   法。 ２ 前記焼鈍処理が、前記チタニウム銅合金材料
   を500〜700℃の温度で１〜20時間保持することに
   より行なわれる特許請求の範囲第１項記載の製造
   法。 ３ 前記最終溶体化処理が、前記母相の平均結晶
   粒径が25μを超えない溶体化処理条件下において
   行なわれる特許請求の範囲第１項又は第２項記載
   の製造法。 ４ 前記最終溶体化処理が、溶体化温度での保持
   時間を３分以内とする条件下において行なわれる
   特許請求の範囲第１項乃至第３項の何れかに記載
   の製造法。 ５ 前記チタニウム銅合金材料が、重量で２〜６
   ％のチタニウムを含む銅基合金からなる特許請求
   の範囲第１項乃至第４項の何れかに記載の製造
   法。