JPS647149B2 - - Google Patents
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- JPS647149B2 JPS647149B2 JP26874486A JP26874486A JPS647149B2 JP S647149 B2 JPS647149 B2 JP S647149B2 JP 26874486 A JP26874486 A JP 26874486A JP 26874486 A JP26874486 A JP 26874486A JP S647149 B2 JPS647149 B2 JP S647149B2
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- copper alloy
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Description
（産業上の利用分野）
本発明は、高導電率と高強度を有し、コネクタ
ー、リレー等に用いられるベリリウム銅合金に関
し、さらに詳しくは、未固溶析出粒が微細に分散
して存在するために、強度、加工性に優れるベリ
リウム銅合金の製造法に関するものである。 （従来の技術） 従来、種々のベリリウム銅合金がその高導電
率、高強度の特性を生かして電子部品の展伸材等
として広く使用されている。これらのベリリウム
銅合金を製造するにあたつては、第３図にそのフ
ローチヤートを示すように、所定のCu、Be、そ
の他の副成分からなる鋳塊を得た後、例えば750
〜950℃で溶体化処理を行なつて冷間加工を施し
た後、さらに時効硬化処理を実施して所望のベリ
リウム銅合金を得ていた。 （発明が解決しようとする問題点） しかしながら、上述した従来の合金の製造法に
おいては、溶体化処理をBeと副添加成分との間
で生じる未固溶の金属間化合物により強度および
加工性を改善するために実施しているが、この溶
体化処理後のベリリウム銅合金には例えば0.3μm
以上の粗大な未固溶析出粒が多く認められ、強
度、加工性を十分に改善できない問題点があつ
た。 また、このとき単に溶体化温度を上げることに
より未固溶析出物の一部を固溶させて強度を向上
させることもできるが、同時に基地の粒径の粗大
化を招き、加工性に大きな問題が生じる欠点もあ
つた。 本発明の目的は上述した不具合を解消して、従
来粗大であつた未固溶析出粒の多くを0.3μm以下
に微細化するとともに基地中に分散させることに
より、均質性を向上し、高い強度及び加工性を有
するベリリウム銅合金の製造法を提供しようとす
るものである。 さらに本発明の目的は、均一微細に分散した未
固溶析出粒により焼鈍時の粒成長を抑制して高い
強度及び加工性を達成可能なベリリウム銅合金の
製造法を提供しようとするものである。 （問題点を解決するための手段） 本発明のベリリウム銅合金の製造法は、
Be0.05〜2.0重量％、CoおよびNiの少なくとも１
種0.1〜10.0重量％、Si，Al，Mg，Zr，Sn，Cr
のうちの少なくとも１種0.05〜4.0重量％、残部
実質的にCuよりなる合金を溶解して鋳塊を得、
この鋳塊に対して800〜1000℃の温度で溶体化処
理を行い、冷間加工を加えた後時効硬化処理前
に、750〜950℃の範囲内の溶体化温度よりも低い
温度で焼鈍することを特徴とするものである。 （作用） 上述したBeとCoあるいはNiさらにはSi，Al，
Mg，Zr，Sn，Cr等の添加元素との金属間化合物
の析出を主な強化機構とする本発明においては、
まず800〜1000℃の従来より高温で溶体化するこ
とにより、大きな析出粒を基地中に固溶させ、冷
間加工を加えて析出核発生を容易にしている。そ
の後、750〜950℃の溶体化温度より低い温度、好
ましくはその差が20〜200℃となる温度で焼鈍す
ることにより、溶質の一部が析出した結果析出粒
が例えば0.3μm以下の粒径で50％以上が分散した
状態の合金を得ている。 なお、本発明合金において、Beの添加量を
0.05〜2.0重量％と限定した理由は、0.05重量％未
満では添加効果が得られず2.0重量％を超えると
強度向上の割にコストが高くなるためで、0.1〜
0.7重量％の添加がさらに好ましい。また、Coお
よびNiの少なくとも１種0.1〜10.0重量％と限定
した理由は、0.1重量％未満では添加効果が得ら
れず10.0重量％を超えると加工性が悪くなり特性
の向上も望めないためで、0.2〜4.0重量％の添加
がさらに好ましい。 さらに、Si，Al，Mg，Zr，Sn，Crの少なくと
も１種を合量で0.05〜4.0重量％と限定した理由
は、0.05重量％未満では添加効果が得られず4.0
重量％を超えると加工性が悪くなり特性の向上も
望めないためである。 さらに、溶体化処理温度を800〜1000℃と限定
した理由は、800℃未満の溶体化温度では析出粒
の固溶が進まず、1000℃を超えると融点に近くあ
るいは融点以上となり生産が困難となるためであ
る。また、焼鈍温度は溶体化温度及び要求される
強度、結晶粒径により異なるが、750℃未満では
焼鈍時の析出量が多くなり時効硬化後の強度が低
下するとともに、950℃を超えると析出量が少な
くなり基地の結晶粒の微細化効果が失われるた
め、750〜950℃と限定した。 （実施例） 第１図は本発明のベリリウム銅合金の製法の一
例を示すフローチヤートである。本実施例におい
て、まずBe0.05〜2.0重量％、CoおよびNiの少な
くとも１種0.1〜10.0重量％、Si，Al，Mg，Zr，
Sn，Crのうちの少なくとも１種0.05〜4.0重量％、
残部Cuより成る合金を鋳造して鋳塊を得る。得
られた鋳塊に必要に応じ熱間鍛造、冷間圧延、焼
鈍を繰り返し調質して素材を得た後、この素材に
800〜1000℃の間の所定の温度で溶体化処理を施
す。その後、冷間加工を行ない所定の形状にした
後、750〜950℃の間の溶体化温度よりも好ましく
は20〜200℃低い温度で好ましくは１〜５分間焼
鈍を行なう。最後に通常の時効硬化処理を実施し
て、本発明の諸特性を有するベリリウム銅合金材
を得ている。 以下、実際の例について説明する。 実施例 １ 第１表に示す種々の組成を有する合金を鋳造後
熱間鍛造を加え、さらに冷間圧延、焼鈍を繰り返
した後３等分した。その後、それぞれ５分間、１
つは本発明の工程に準じ第１表に示す温度で溶体
化処理し（No.１〜10）、１つは従来工程に準じ第
１表に示す通常の溶体化温度で溶体化処理し（No.
11〜20）、もう１つは溶体化処理のみを本発明と
同じ第１表に示す温度で実施した（No.21〜30）。
本発明合金（No.１〜10）については、さらに第１
表に示す温度で焼鈍した後、各試料に30％の冷間
加工を施した。 その後、各試料に対して安全曲げ係数として、
圧延方向に対し直角方向においてクラツクを生ず
ることなく90゜曲げを行うことができる最小曲率
半径Ｒを板厚ｔで割つた値Ｒ／ｔを求めた。 さらに、本発明合金（No.１〜10）と従来工程の
通常溶体化材（No.11〜20）については、通常の時
効硬化処理後引張強さと疲労強さ（応力60Kg／
mm2）をそれぞれ測定した。 また、本発明における焼鈍温度の影響を調べる
ため、従来合金として焼鈍温度が本発明の範囲外
の合金について本発明と同様の第１表に示す温度
の処理を行なつて（No.31，32）、同様に各種諸特
性を測定した。結果を第１表に示す。なお、第１
表において、基地の粒径と0.3μm以下の析出粒の
パーセントは、同一倍率の光学顕微鏡写真から目
視により求めた。
ー、リレー等に用いられるベリリウム銅合金に関
し、さらに詳しくは、未固溶析出粒が微細に分散
して存在するために、強度、加工性に優れるベリ
リウム銅合金の製造法に関するものである。 （従来の技術） 従来、種々のベリリウム銅合金がその高導電
率、高強度の特性を生かして電子部品の展伸材等
として広く使用されている。これらのベリリウム
銅合金を製造するにあたつては、第３図にそのフ
ローチヤートを示すように、所定のCu、Be、そ
の他の副成分からなる鋳塊を得た後、例えば750
〜950℃で溶体化処理を行なつて冷間加工を施し
た後、さらに時効硬化処理を実施して所望のベリ
リウム銅合金を得ていた。 （発明が解決しようとする問題点） しかしながら、上述した従来の合金の製造法に
おいては、溶体化処理をBeと副添加成分との間
で生じる未固溶の金属間化合物により強度および
加工性を改善するために実施しているが、この溶
体化処理後のベリリウム銅合金には例えば0.3μm
以上の粗大な未固溶析出粒が多く認められ、強
度、加工性を十分に改善できない問題点があつ
た。 また、このとき単に溶体化温度を上げることに
より未固溶析出物の一部を固溶させて強度を向上
させることもできるが、同時に基地の粒径の粗大
化を招き、加工性に大きな問題が生じる欠点もあ
つた。 本発明の目的は上述した不具合を解消して、従
来粗大であつた未固溶析出粒の多くを0.3μm以下
に微細化するとともに基地中に分散させることに
より、均質性を向上し、高い強度及び加工性を有
するベリリウム銅合金の製造法を提供しようとす
るものである。 さらに本発明の目的は、均一微細に分散した未
固溶析出粒により焼鈍時の粒成長を抑制して高い
強度及び加工性を達成可能なベリリウム銅合金の
製造法を提供しようとするものである。 （問題点を解決するための手段） 本発明のベリリウム銅合金の製造法は、
Be0.05〜2.0重量％、CoおよびNiの少なくとも１
種0.1〜10.0重量％、Si，Al，Mg，Zr，Sn，Cr
のうちの少なくとも１種0.05〜4.0重量％、残部
実質的にCuよりなる合金を溶解して鋳塊を得、
この鋳塊に対して800〜1000℃の温度で溶体化処
理を行い、冷間加工を加えた後時効硬化処理前
に、750〜950℃の範囲内の溶体化温度よりも低い
温度で焼鈍することを特徴とするものである。 （作用） 上述したBeとCoあるいはNiさらにはSi，Al，
Mg，Zr，Sn，Cr等の添加元素との金属間化合物
の析出を主な強化機構とする本発明においては、
まず800〜1000℃の従来より高温で溶体化するこ
とにより、大きな析出粒を基地中に固溶させ、冷
間加工を加えて析出核発生を容易にしている。そ
の後、750〜950℃の溶体化温度より低い温度、好
ましくはその差が20〜200℃となる温度で焼鈍す
ることにより、溶質の一部が析出した結果析出粒
が例えば0.3μm以下の粒径で50％以上が分散した
状態の合金を得ている。 なお、本発明合金において、Beの添加量を
0.05〜2.0重量％と限定した理由は、0.05重量％未
満では添加効果が得られず2.0重量％を超えると
強度向上の割にコストが高くなるためで、0.1〜
0.7重量％の添加がさらに好ましい。また、Coお
よびNiの少なくとも１種0.1〜10.0重量％と限定
した理由は、0.1重量％未満では添加効果が得ら
れず10.0重量％を超えると加工性が悪くなり特性
の向上も望めないためで、0.2〜4.0重量％の添加
がさらに好ましい。 さらに、Si，Al，Mg，Zr，Sn，Crの少なくと
も１種を合量で0.05〜4.0重量％と限定した理由
は、0.05重量％未満では添加効果が得られず4.0
重量％を超えると加工性が悪くなり特性の向上も
望めないためである。 さらに、溶体化処理温度を800〜1000℃と限定
した理由は、800℃未満の溶体化温度では析出粒
の固溶が進まず、1000℃を超えると融点に近くあ
るいは融点以上となり生産が困難となるためであ
る。また、焼鈍温度は溶体化温度及び要求される
強度、結晶粒径により異なるが、750℃未満では
焼鈍時の析出量が多くなり時効硬化後の強度が低
下するとともに、950℃を超えると析出量が少な
くなり基地の結晶粒の微細化効果が失われるた
め、750〜950℃と限定した。 （実施例） 第１図は本発明のベリリウム銅合金の製法の一
例を示すフローチヤートである。本実施例におい
て、まずBe0.05〜2.0重量％、CoおよびNiの少な
くとも１種0.1〜10.0重量％、Si，Al，Mg，Zr，
Sn，Crのうちの少なくとも１種0.05〜4.0重量％、
残部Cuより成る合金を鋳造して鋳塊を得る。得
られた鋳塊に必要に応じ熱間鍛造、冷間圧延、焼
鈍を繰り返し調質して素材を得た後、この素材に
800〜1000℃の間の所定の温度で溶体化処理を施
す。その後、冷間加工を行ない所定の形状にした
後、750〜950℃の間の溶体化温度よりも好ましく
は20〜200℃低い温度で好ましくは１〜５分間焼
鈍を行なう。最後に通常の時効硬化処理を実施し
て、本発明の諸特性を有するベリリウム銅合金材
を得ている。 以下、実際の例について説明する。 実施例 １ 第１表に示す種々の組成を有する合金を鋳造後
熱間鍛造を加え、さらに冷間圧延、焼鈍を繰り返
した後３等分した。その後、それぞれ５分間、１
つは本発明の工程に準じ第１表に示す温度で溶体
化処理し（No.１〜10）、１つは従来工程に準じ第
１表に示す通常の溶体化温度で溶体化処理し（No.
11〜20）、もう１つは溶体化処理のみを本発明と
同じ第１表に示す温度で実施した（No.21〜30）。
本発明合金（No.１〜10）については、さらに第１
表に示す温度で焼鈍した後、各試料に30％の冷間
加工を施した。 その後、各試料に対して安全曲げ係数として、
圧延方向に対し直角方向においてクラツクを生ず
ることなく90゜曲げを行うことができる最小曲率
半径Ｒを板厚ｔで割つた値Ｒ／ｔを求めた。 さらに、本発明合金（No.１〜10）と従来工程の
通常溶体化材（No.11〜20）については、通常の時
効硬化処理後引張強さと疲労強さ（応力60Kg／
mm2）をそれぞれ測定した。 また、本発明における焼鈍温度の影響を調べる
ため、従来合金として焼鈍温度が本発明の範囲外
の合金について本発明と同様の第１表に示す温度
の処理を行なつて（No.31，32）、同様に各種諸特
性を測定した。結果を第１表に示す。なお、第１
表において、基地の粒径と0.3μm以下の析出粒の
パーセントは、同一倍率の光学顕微鏡写真から目
視により求めた。
【表】
第１表の結果から明らかなように、800〜1000
℃の温度で溶体化処理を行ない、冷間加工を加え
た後時効硬化処理前に750〜950℃の範囲内の溶体
化温度よりも低い温度で焼鈍した本発明合金（No.
１〜９）は、他の従来合金に比べて基地の粒径が
小さいとともに0.3μm以下の析出粒の割合が50％
以上となり、その結果良好な引張強さ、成形性さ
らには疲労強さを得られることがわかつた。 第２図ａ，ｂはそれぞれ従来方法および本発明
方法で製造したCu―0.2Be―2.5Ni―0.6Siからな
るベリリウム銅合金の金属組織を示す光学顕微鏡
写真である。第２図ａ，ｂから明らかなように、
本発明の合金は基地の結晶粒が微細であるととも
に金属間化合物からなる析出粒も微細に分散して
いる。 （発明の効果） 以上詳細に説明したところから明らかなよう
に、本発明のベリリウム銅合金の製法によれば、
所定組成の合金に対し800〜1000℃の従来より高
い温度で溶体化処理し、大きな析出粒を基地中に
固溶させ冷間加工を加えて析出核発生を容易に
し、その後750〜950℃の溶体化温度より低い温
度、好ましくはその差が20〜200℃となる温度で
焼鈍することにより、溶質の一部が析出した結果
析出粒が例えば0.3μm以下の粒径で50％以上が分
散した状態の合金を得ることができる。 その結果、本発明の製法により得られた合金
は、引張強さ、成形性および疲労強度が向上し、
高い導電率と強度を必要とするばね材、コネクタ
等の電子部品として好適なベリリウム銅合金を得
ることができる。
℃の温度で溶体化処理を行ない、冷間加工を加え
た後時効硬化処理前に750〜950℃の範囲内の溶体
化温度よりも低い温度で焼鈍した本発明合金（No.
１〜９）は、他の従来合金に比べて基地の粒径が
小さいとともに0.3μm以下の析出粒の割合が50％
以上となり、その結果良好な引張強さ、成形性さ
らには疲労強さを得られることがわかつた。 第２図ａ，ｂはそれぞれ従来方法および本発明
方法で製造したCu―0.2Be―2.5Ni―0.6Siからな
るベリリウム銅合金の金属組織を示す光学顕微鏡
写真である。第２図ａ，ｂから明らかなように、
本発明の合金は基地の結晶粒が微細であるととも
に金属間化合物からなる析出粒も微細に分散して
いる。 （発明の効果） 以上詳細に説明したところから明らかなよう
に、本発明のベリリウム銅合金の製法によれば、
所定組成の合金に対し800〜1000℃の従来より高
い温度で溶体化処理し、大きな析出粒を基地中に
固溶させ冷間加工を加えて析出核発生を容易に
し、その後750〜950℃の溶体化温度より低い温
度、好ましくはその差が20〜200℃となる温度で
焼鈍することにより、溶質の一部が析出した結果
析出粒が例えば0.3μm以下の粒径で50％以上が分
散した状態の合金を得ることができる。 その結果、本発明の製法により得られた合金
は、引張強さ、成形性および疲労強度が向上し、
高い導電率と強度を必要とするばね材、コネクタ
等の電子部品として好適なベリリウム銅合金を得
ることができる。
第１図は本発明のベリリウム銅合金の製造法の
一例を示すフローチヤート、第２図ａ，ｂはそれ
ぞれ従来方法および本発明方法で製造したベリリ
ウム銅合金の金属組織を示す光学顕微鏡写真、第
３図は従来のベリリウム銅合金の製造法の一例を
示すフローチヤートである。
一例を示すフローチヤート、第２図ａ，ｂはそれ
ぞれ従来方法および本発明方法で製造したベリリ
ウム銅合金の金属組織を示す光学顕微鏡写真、第
３図は従来のベリリウム銅合金の製造法の一例を
示すフローチヤートである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Be0.05〜2.0重量％、CoおよびNiの少なくと
も１種0.1〜10.0重量％、Si，Al，Mg，Zr，Sn，
Crのうち少なくとも１種0.05〜4.0重量％、残部
実質的にCuよりなる合金を溶解して鋳塊を得、
この鋳塊に対して800〜1000℃の温度で溶体化処
理を行い、冷間加工を加えた後時効硬化処理前
に、750〜950℃の範囲内の溶体化温度よりも低い
温度で焼鈍することを特徴とするベリリウム銅合
金の製造法。 ２ 前記溶体化温度と焼鈍温度との温度差が20〜
200℃である特許請求の範囲第１項記載のベリリ
ウム銅合金の製造法。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61268744A JPS63125648A (ja) | 1986-11-13 | 1986-11-13 | ベリリウム銅合金の製造法 |
| EP87309945A EP0271991B1 (en) | 1986-11-13 | 1987-11-11 | Production of copper-beryllium alloys |
| DE8787309945T DE3773470D1 (de) | 1986-11-13 | 1987-11-11 | Herstellung von kupfer-berylliumlegierungen. |
| KR1019870012754A KR910009877B1 (ko) | 1986-11-13 | 1987-11-12 | 베릴륨-동합금 및 그 제조방법 |
| US07/120,543 US4792365A (en) | 1986-11-13 | 1987-11-13 | Production of beryllium-copper alloys and alloys produced thereby |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61268744A JPS63125648A (ja) | 1986-11-13 | 1986-11-13 | ベリリウム銅合金の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63125648A JPS63125648A (ja) | 1988-05-28 |
| JPS647149B2 true JPS647149B2 (ja) | 1989-02-07 |
Family
ID=17462735
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP61268744A Granted JPS63125648A (ja) | 1986-11-13 | 1986-11-13 | ベリリウム銅合金の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS63125648A (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02145737A (ja) * | 1988-11-24 | 1990-06-05 | Dowa Mining Co Ltd | 高強度高導電性銅基合金 |
| JPH04305339A (ja) * | 1991-03-29 | 1992-10-28 | Ngk Insulators Ltd | 銅合金の連続鋳造方法 |
| WO1995018873A1 (en) * | 1994-01-06 | 1995-07-13 | Ngk Insulators, Ltd. | Beryllium copper alloy having high strength, machinability and heat resistance and production method thereof |
| WO2024090037A1 (ja) * | 2022-10-28 | 2024-05-02 | 日本碍子株式会社 | 鉛フリー快削ベリリウム銅合金 |
-
1986
- 1986-11-13 JP JP61268744A patent/JPS63125648A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS63125648A (ja) | 1988-05-28 |
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