WO2006103994A1

WO2006103994A1 - ベリリウム銅、このベリリウム銅を製造するベリリウム銅製造方法及びベリリウム銅製造装置

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Publication number: WO2006103994A1
Application number: PCT/JP2006/305726
Authority: WO
Inventors: Taku Sakai; Naokuni Muramatsu; Koki Chiba
Original assignee: NGK Insulators Ltd; University of Electro-Communications
Current assignee: NGK Insulators Ltd; University of Electro-Communications
Priority date: 2005-03-29
Filing date: 2006-03-22
Publication date: 2006-10-05
Anticipated expiration: 2007-09-29
Also published as: US20080078485A1; US7976652B2; EP1870480A1; EP1870480B1; EP1870480A4; JPWO2006103994A1; JP5213022B2

Abstract

　ＢｅとＣｕとを少なくとも含むベリリウム銅を製造するベリリウム銅製造方法が、ＣｕにＢｅが固溶する温度域である固溶温度域でベリリウム銅を所定の固溶保持時間に亘って保持した後に、ＢｅがＣｕに固溶した状態のままとなる冷却速度でベリリウム銅を冷却する固溶化工程と、Ｂｅが析出しない温度域である加工温度域で、固溶化工程で冷却されたベリリウム銅に塑性歪みを複数回に分けて加える加工工程と、Ｂｅが析出する温度域である析出温度域で、加工工程で塑性歪みが加えられたベリリウム銅を所定の時効硬化時間に亘って保持する時効硬化工程とを含むことを要旨とする。

Description

明細書

ベリリウム銅、このベリリウム銅を製造するベリリウム銅製造方法及びべリリゥム銅製造装置

技術分野

[0001] 本発明は、 Beと Cuとを少なくとも含み、塑性歪みが加えられたベリリウム銅、このべリリウム銅を製造するベリリウム銅製造方法及びベリリウム銅製造装置に関する。

背景技術

[0002] 従来、高強度ばね材ゃ導電材料等として、ベリリウム (Be)を含む析出型銅合金 (以下、ベリリウム銅）が一般的に広く用いられている。

[0003] ベリリウム銅は、鍛造加工、圧延カ卩工及びプレス加工等（以下、鍛造加工等）によつて冷間（常温)で加工されると、加工硬化が著しく進んでしまうため、 1回の鍛造加工等によってベリリウム銅を所望の寸法に加工することが困難である。

[0004] 従って、一般的に、ベリリウム銅は、鍛造加工等によって熱間（高温)で加工される（例えば、特許第 2088889号公報 (請求項 1、図 1等)）。

[0005] 具体的には、ベリリウム銅は、特定の加工温度 (600°C〜800°C)、特定の加工速度（

3.3 X 10-5S-1〜1 X 10S-1)及び特定の加工歪量（0.20以上）等の加工条件の下で加ェされ、均一で微細な結晶粒がベリリウム銅に形成される。

発明の開示

発明が解決しょうとする課題

[0006] し力しながら、従来技術では、ベリリウム銅を熱間（高温)で加工することによって動的再結晶が生じることを利用して結晶粒を微細化するため、ベリリウム銅の結晶粒を

30 μ m程度までしか微細化することができな力つた。

[0007] ここで、ベリリウム銅に相当の歪みをカ卩えることが可能であれば、 HPT (High Press ure Torsion)法、 ECAE (Equal Channel Angular Extrusion)法及び繰り返し重ね接合圧延（ARB ccumulative Roll Bonding)法などによって微細な結晶粒が得られる可能性がある力工業的には適していな力つた。

[0008] なお、 HPT法とは、小さな円盤状の試験片に大きな圧力を加えながら、ねじり変形によって大きなせん断変形を加える方法である。また、 ECAE法とは、断面積が一定であり、屈曲部を有するダイス内に、材料を繰り返して通すことによって屈曲部で単純せん断変形を加える方法である。

[0009] 具体的には、 HPT法では、円盤状の試験片の中心からの距離 (半径方向の位置）に応じて歪み量が異なるため、均一な結晶粒が得られない。 ECAE法では、ダイスの寿命が短いため、大量生産に適していない。また、 ECAE法では、工業的な規模で大型構造材を連続生産することにも適していない。 ARB法では、加工硬化が大きいため、 1パス毎に大圧下でカ卩ェすることが困難であった。また、 ARB法では、 Be等の活性元素が酸ィ匕膜を形成することによって接合が妨げられてしまう。

[0010] また、特許文献 1に記載の方法では、ベリリウム銅が熱間（高温)で加工されるため、ベリリウム銅に酸化スケールが生じ、生じた酸化スケールを除去する作業が必要となる。

[0011] ここで、ベリリウム銅に酸化スケールが生じず、かつ、ベリリウム銅の時効硬化が進まないような特定の加工温度及び特定の加工時間（例えば、温度 = 300°C、時間 =30 分以内）でベリリウム銅を加工する方法も考えられるが、加工時間や加工温度を厳密に管理しながら、ベリリウム銅をカ卩ェしなければならないため、この方法を実現することは難しい。

課題を解決するための手段

[0012] 本発明の第 1の特徴は、 Beと Cuとを少なくとも含むベリリウム銅力平均粒径が 2 μ m以下である結晶粒を有し、かつ、 Cuから析出する Beを少なくとも含む析出相を有することを要旨とする。

[0013] 力かる特徴によれば、ベリリウム銅の結晶粒の平均粒径が 2 μ m以下であることにより、ベリリウム銅の強度や曲げ性が向上する。すなわち、ベリリウム銅の信頼性が向上する。

[0014] 本発明の第 2の特徴は、本発明の第 1の特徴において、ベリリウム銅力 CulOO- (a+b) BeaCob (0. 4%≤a≤2. 0%、 0. 15%≤b≤2. 8%, a+b≤3. 5%)の重量比、又は、 CulOO- (c + d) BecNid (0. 05%≤c≤0. 6%、 1. 0%≤d≤2. 4% 、 c + d≤3. 0%)の重量比で構成されることを要旨とする。 [0015] 本発明の第 3の特徴は、本発明の第 1の特徴において、前記ベリリウム銅が、前記 Cuに前記 Beが固溶する温度域である固溶温度域で前記ベリリウム銅を所定の固溶保持時間に亘つて保持した後に、前記 Beが前記 Cuに固溶した状態のままとなる冷却速度で前記ベリリウム銅を冷却し、前記 Beが析出しな、温度域である加工温度域で、前記固溶ィ匕工程で冷却された前記ベリリウム銅に塑性歪みを複数回に分けてカロえ、前記 Beが析出する温度域である析出温度域で、前記加工工程で前記塑性歪みが加えられた前記ベリリウム銅を所定の時効硬化時間に亘つて保持することによって形成されることを要旨とする。

[0016] 本発明の第 4の特徴は、前記結晶粒の前記平均粒径が、結晶方位解析方法によつて算出された粒径であり、前記結晶粒方位解析方法が、 SEM/EBSP (Scanning Electron Microscope/Electron Back scatter Diffraction Pattern)法を用い飞結晶方位解析を行い、方位差 Θが 2° より大きい境界を結晶粒界として計数して結晶粒径分布を求めるステップと、全計数の平均方位差 Θ力 15° 以上であることを確認ステップと、前記結晶粒径分布力前記平均粒径を算出するステップとを含むことを要旨とする。

[0017] 本発明の第 5の特徴は、 Beと Cuとを少なくとも含むベリリウム銅を製造するベリリウム銅製造方法が、 Cuに Beが固溶する温度域である固溶温度域でベリリウム銅を所定の固溶保持時間に亘つて保持した後に、 Beが Cuに固溶した状態のままとなる冷却速度でベリリウム銅を冷却する固溶化工程と、 Beが析出しない温度域である加工温度域で、固溶ィ匕工程で冷却されたベリリウム銅に塑性歪みを複数回に分けて加える加工工程と、 Beが析出する温度域である析出温度域で、加工工程で塑性歪みが加えられたベリリウム銅を所定の時効硬化時間に亘つて保持する時効硬化工程とを含むことを要旨とする。

[0018] 力かる特徴によれば、 Beが析出しない加工温度域で塑性歪みをベリリウム銅にカロえることにより、酸化スケールが生じることを抑制することができる。

[0019] また、塑性歪みをベリリウム銅に複数回に分けてカ卩えることにより、加工温度や加工時間を厳密に管理することなぐベリリウム銅に加えられる塑性歪みの量 (累積歪み量)を増加させて、均一で微細な結晶粒を有するベリリウム銅を製造することができる [0020] さらに、時効硬化工程が行われる前にベリリウム銅に塑性歪みをカ卩えることにより、加工硬化が進むことに伴って塑性歪みを加えることが困難になることを回避することができる。

[0021] 本発明の第 6の特徴は、本発明の第 5の特徴において、ベリリウム銅力 CulOO- (a+b) BeaCob (0. 4%≤a≤2. 0%、 0. 15%≤b≤2. 8%, a+b≤3. 5%)の重量比、又は、 CulOO- (c + d) BecNid (0. 05%≤c≤0. 6%、 1. 0%≤d≤2. 4% 、 c + d≤3. 0%)の重量比で構成されることを要旨とする。

[0022] 本発明の第 7の特徴は、本発明の第 5の特徴又は第 6の特徴において、固溶温度域力 700°C〜1000°Cの範囲であり、所定の固溶保持時間が、 1時間〜 24時間の範囲内であり、加工温度域力 0°C〜200°Cの範囲内であり、析出温度域が、 200°C 〜550°Cの範囲内であり、所定の時効硬化時間が、 1時間〜 24時間の範囲内であることを要旨とする。

[0023] 本発明の第 8の特徴は、本発明の第 5の特徴乃至第 7の特徴において、加工工程で塑性歪みが加えられるベリリウム銅力 S、互いに直交する 3つの軸方向に延びる辺を有する直方体であり、加工工程が、それぞれの軸方向から順にベリリウム銅に加圧して、ベリリウム銅に塑性歪みをカ卩える工程であることを要旨とする。

[0024] 本発明の第 9の特徴は、本発明の第 8の特徴において、軸方向に延びる辺の長さの it力 ^l : e :f (l. 2≤e≤l. 3, 1. 45≤f≤l. 55)であり、カロェ工程において、ベリリゥム銅に 1回の加圧でカ卩えられる塑性歪みの量力 0. 3〜0. 7の範囲内であることを要旨とする。

[0025] 本発明の第 10の特徴は、本発明の第 8の特徴又は第 9の特徴において、加工ェ程力ベリリウム銅に加えられた塑性歪みの累積値力以上となるまで、それぞれの軸方向から順にベリリウム銅に加圧する工程であることを要旨とする。

[0026] 本発明の第 11の特徴は、 Beと Cuとを少なくとも含むベリリウム銅を製造するベリリウム銅製造装置が、前記 Cuに前記 Beが固溶した矩形銅合金が配置される配置面を有する台座部と、前記台座部の前記配置面上に配置された前記矩形銅合金を加熱するヒータ部と、前記台座部の前記配置面に対向して設けられており、前記台座部の前記配置面上に配置された前記矩形銅合金に圧力を加える加圧部とを備え、前記ヒータ部が、前記 Beが析出しなヽ温度域である加工温度域で前記矩形銅合金の環境温度を保持し、前記加圧部が、前記加工温度域で前記矩形銅合金に塑性歪みを複数回に分けて加えることを要旨とする。

図面の簡単な説明

[図 1]図 1は、本発明の一実施形態に係る鍛造装置 100の概観を示す図である。

[図 2]図 2は、本発明の一実施形態に係る鍛造装置 100の機能を示すブロック図である。

[図 3]図 3は、本発明の一実施形態に係る矩形銅合金 200を示す図である。

[図 4]図 4は、本発明の一実施形態に係るベリリウム銅の製造方法を示すフロー図である。

[図 5]図 5は、本発明の一実施形態に係る矩形銅合金と矩形純銅との比較結果を示す図である（その 1)。

[図 6]図 6は、本発明の一実施形態に係る矩形銅合金と矩形純銅との比較結果を示す図である（その 2)。

[図 7]図 7は、本発明の一実施形態に係る矩形銅合金を光学顕微鏡で組織観察した結果を示す図である。

[図 8]図 8は、本発明の一実施形態に係る矩形銅合金を SEMZEBSP法で組織観察した結果を示す図である (その 1)。

[図 9]図 9は、本発明の一実施形態に係る矩形銅合金の平均粒径と累積歪み量との関係を示す図である。

[図 10]図 10は、本発明の一実施形態に係る矩形銅合金を SEMZEBSP法で組織観察した結果を示す図である (その 2)。

[図 11]図 11は、本発明の一実施形態に係る矩形銅合金の評価結果を示す図である (その 1)。

[図 12]図 12は、本発明の一実施形態に係る矩形銅合金の評価結果を示す図である (その 2)。

発明を実施するための最良の形態 [0028] (実施形態）

(本発明の一実施形態に係る製造装置の概観）

以下において、本発明の一実施形態に係る製造装置 (鍛造装置)の概観について、図面を参照しながら説明する。図 1は、本発明の一実施形態に係る鍛造装置 100 の構成を示す図である。

[0029] 鍛造装置 100は、少量の Beと Cuとを少なくとも含み、矩形の形状を有する矩形銅合金に圧力をカ卩えることによって、矩形銅合金に塑性歪みを加える装置である。なお、矩形銅合金の詳細については後述する（図 3を参照）

ここで、鍛造装置 100は、固溶ィ匕処理が行われた銅合金を加工する。ここで、固溶化処理とは、固溶温度域（700°C〜1000°Cの範囲内）で所定の固溶保持時間（1時間〜 24時間）に亘つて、少量の Beと Cuとを少なくとも含む銅合金を加熱保持した後に、水焼入れ等によって冷却速度が— 100°Cs^_1以上 (好ましくは、— 200°Cs^_1以上）となるように、銅合金を冷却する処理である。すなわち、鍛造装置 100は、 Cuのマトリクス中に Be (又は、 Be化合物）が固溶し、結晶粒に転位が生じていない矩形銅合金を加工する。

[0030] 図 1に示すように、鍛造装置 100は、基部 110と、台座部 120と、 1対の支柱部 130

(支柱部 130a及び支柱部 130b)と、 1対のヒータ部 140 (ヒータ部 140a及びヒータ部 140b)と、 1対の伸縮部 150 (伸縮部 150a及び伸縮部 150b)と、加圧部 160とを有する。

[0031] 基部 110は、台座部 120、支柱部 130a及び支柱部 130bを支持する。台座部 120 は、柱状の形状を有し、基部 110上に設けられる。また、台座部 120は、鍛造装置 10 0によって加工される矩形銅合金 200を支持する。

[0032] 支柱部 130a及び支柱部 130bは、柱状の形状を有し、基部 110上に設けられる。

また、支柱部 130aは、伸縮部 150aを上下方向に伸縮させる構造 (例えば、油圧等によって伸縮させる構造)を有する。同様に、支柱部 130bは、伸縮部 150bを上下方向に伸縮させる構造を有する。

[0033] ヒータ部 140aは、支柱部 130aの側面に設けられ、矩形銅合金 200に熱を加える複数の熱源 (熱源 141a〜熱源 145a)を有する。同様に、ヒータ部 140bは、支柱部 1 30bの側面に設けられ、矩形銅合金 200に熱を加える複数の熱源 (熱源 141b〜熱源 145b)を有する

伸縮部 150a及び伸縮部 150bは、加圧部 160を支持し、上下方向に伸縮する。加圧部 160は、矩形銅合金 200に圧力を加え、矩形銅合金 200を歪ませる。

[0034] (本発明の一実施形態に係る製造装置の概観）

以下において、本発明の一実施形態に係る鍛造装置 100の機能について、図面を参照しながら説明する。図 2は、本発明の一実施形態に係る鍛造装置 100の機能を示すブロック図である。

[0035] 図 2に示すように、鍛造装置 100は、上述したヒータ部 140、伸縮部 150及び加圧部 160にカ卩えて、制御部 170を有する。

[0036] 制御部 170は、ヒータ部 140及び伸縮部 150を制御する。具体的には、制御部 17

0は、鍛造装置 100の内部温度 (矩形銅合金 200の環境温度）が 0°C〜200°Cとなるようにヒータ部 140を制御する。また、制御部 170は、矩形銅合金 200に加えられる塑性歪みの速度（以下、歪み速度）が I X 10^_3s―¹〜 1 X 10⁺¹s^{_ 1} (好ましくは、 1 X 1

0^_2s―¹〜 1 X 10⁺¹s^_1)となるように伸縮部 150を伸縮させる。

[0037] (本発明の一実施形態に係るベリリウム銅の構成）

以下において、本発明の一実施形態に係る加工対象 (ベリリウム銅）について、図面を参照しながら説明する。図 3は、本発明の一実施形態に係る矩形銅合金 200を示す図である。

[0038] 図 3に示すように、矩形銅合金 200は、互いに直交する 3つの軸 (X軸、 Y軸及び Z 軸)方向に沿って延びる辺を有する直方体 (矩形銅合金)である。また、 3つの軸方向に沿って延びる辺の長さの比（X辺： Y辺： Z辺）は、 l : e : f (但し、 1.2< e< 1.3、 1.45 < f< 1.55)である。なお、各辺の長さの比（X辺： Y辺： Z辺）は、 1 : 1. 22 : 1. 5 (すなわち、 e = 1.22、 f= 1.5)であることが好ましい。

[0039] また、矩形銅合金 200は、 (l) Cu Be Co (0. 4%≤a≤2. 0%、 0. 15%

100- (a+b) a b

≤b≤2. 8%、 a+b≤3. 5%)の重量比、又は、（2) Cu Be Ni (0. 05%≤

100- (c + d) c d

c≤0. 6%、 1. 0%≤d≤2. 4%、 c + d≤3. 0%)の重量比で構成される。

[0040] ここで、矩形銅合金 200の重量比を（1)の組合せとして理由は、以下の通りである。 Beの重量比を 0. 4%以上とした理由は、 Be及び Cuおよび Zまたは Be及び Coによつて構成される析出相によって強度の向上を図るためであり、 Beの重量比を 2. 0%以下とした理由は、 Be及び Coによって構成される析出相の粗大化を抑制することによつて強度の向上を図るためである。また、 Coの重量比を 0. 15%以上とした理由は、 Coを添加することによって強度向上を図るためであり、 Coの重量比を 2. 8%以下とした理由は、 Be及び Coによって構成される析出相の粗大化を抑制するためである。

[0041] 一方、矩形銅合金 200の重量比を（2)の組合せとして理由は、材料のコストを削減するために、 Beよりも安価な Niをカ卩えて、 Beの重量比を減らすためである。

[0042] 具体的には、 Beの重量比を 0. 05%以上とした理由は、 Be及び Niによって構成される析出相によって強度の向上を図るためであり、 Beの重量比を 0. 6%以下とした理由は、 Beの重量比を減らすことによるコストの削減効果を十分に得るためである。また、 Niの重量比を 1. 0%以上とした理由は、 Niを添加することによって強度向上を図るためであり、 Niの重量比を 2. 4%以下とした理由は、 Cuのマトリクス中に含まれる Niによる導電率の低下や融点の上昇を抑制するためである。

[0043] (本発明の一実施形態に係るベリリウム銅の製造方法）

以下において、本発明の一実施形態に係るベリリウム銅の製造方法について、図面を参照しながら説明する。図 4は、本発明の一実施形態に係るベリリウム銅の製造方法を示すフロー図である。

[0044] 図 4に示すように、ステップ 10において、均質化処理によって Cuのマトリクス中に B e (又は、 Be化合物）を固溶させ、結晶粒に転位が生じていない銅合金を生成する。

[0045] 具体的に ίま、 Cu Be Co (0. 4%≤a≤2. 0⁰/₀、 0. 15%≤b≤2. 8⁰/₀、 a

100- (a+b) a b

+b≤3. 5%)の重量比、又は、 Cu Be Ni (0. 05%≤c≤0. 6%、 1. 0%

100- (c + d) c d

≤d≤2. 4%、 c + d≤3. 0%)の重量比で構成される銅合金を高周波溶解炉で溶解することによって、 φ 200mmの铸塊を作成する。また、作成した铸塊を固溶温度域（ 700°C〜1000°Cの範囲内）で所定の保持時間（1時間〜 24時間）に亘つて加熱保持することによって、铸造時に非平衡的に生成する偏析などの後工程に悪影響を及ぼす不均一な組織を除去し均質化する。

[0046] ステップ 11にお、て、少量の Beを含む銅合金は、鍛造処理によって板状の形状（例えば、 13mm X 450mm X 400mm)を有する板状銅合金に加工される。また、板状銅合金の表面に形成された酸化皮膜は、切削によって除去される。さらに、板状銅合金から、互いに直交する 3つの軸 (X軸、 Y軸及び Z軸)方向に沿って延びる辺を有する直方体である矩形銅合金 200を切り出す。また、矩形銅合金 200が有する各辺の長さの比（X辺： Y辺： Z辺）は、 l:e:f (但し、 1.2<e<1.3、 1.45<f< 1.55)である

[0047] ステップ 12において、固溶化処理によって Cuのマトリクス中に Be (又は、 Be化合物 )を固溶させる。具体的には、矩形銅合金 200は、固溶温度域（700°C〜1000°Cの範囲内)で所定の固溶保持時間（1時間〜 24時間）に亘つて加熱保持されることによつて、 Cuのマトリクス中に Be (又は、 Be化合物）を固溶させる。また、この矩形銅合金 200は、水焼入れ等によって冷却速度が— 100°Cs^_1以上 (好ましくは、—200°Cs^_1 以上)で冷却されることによって、 Be (又は、 Be化合物）が析出することなぐ過飽和個溶体となる。

[0048] ステップ 13において、矩形銅合金 200には、上述した鍛造装置 100によって Z軸方向から圧力が加えられる。ここで、矩形銅合金 200に加えられる塑性歪みの歪み速度は、 lX10^_3s―¹〜 lX10⁺¹s^_1 (好ましくは、 lX10^_2s―¹〜 lX10⁺¹s^_1)の範囲内であり、矩形銅合金 200に加えられる塑性歪みの量 (歪み量； ε )は、 0. 3〜0. 7 の範囲内である。また、矩形銅合金 200は、加工温度域 (0°C〜200°Cの範囲内）で加工される。

[0049] ステップ 14において、矩形銅合金 200には、上述した鍛造装置 100によって Y軸方向カゝら圧力が加えられる。ここで、矩形銅合金 200に加えられる塑性歪みの歪み速度は、 lX10^_3s―¹〜 lX10⁺¹s^_1 (好ましくは、 lX10^_2s―¹〜 lX10⁺¹s^_1)の範囲内であり、矩形銅合金 200に加えられる塑性歪みの量 (歪み量； ε )は、 0. 3〜0. 7の範囲内である。また、矩形銅合金 200は、加工温度域 (0°C〜200°Cの範囲内）で加工される。

[0050] ステップ 15において、矩形銅合金 200には、上述した鍛造装置 100によって X軸方向カゝら圧力が加えられる。ここで、矩形銅合金 200に加えられる塑性歪みの歪み速度は、 lX10^_3s―¹〜 lX10⁺¹s^_1 (好ましくは、 lX10^_2s―¹〜 lX10⁺¹s^_1)の範囲内であり、矩形銅合金 200に加えられる塑性歪みの量 (歪み量； ε )は、 0. 3〜0. 7の範囲内である。また、矩形銅合金 200は、加工温度域 (0°C〜200°Cの範囲内）で加工される。

[0051] すなわち、ステップ 13〜ステップ 15では、矩形銅合金 200が有する辺のうち、最も長い辺に対応する軸方向から圧力が加えられ、矩形銅合金 200が有する各辺の比は、 l : e : fに保たれる。

[0052] ステップ 16において、作業者は、矩形銅合金 200に圧力が加えられた回数 (加圧回数)が所定回数 (例えば、 15回）に達している力否かを判定する。また、加圧回数が所定加圧回数に達している場合には、ステップ 17の処理が行われ、加圧回数が所定の加圧回数に達していない場合には、ステップ 13〜ステップ 15の処理が再び行われる。

[0053] なお、本実施形態において、加圧回数とは、各軸 (X軸、 Y軸及び Z軸)方向のいずれか一方から矩形銅合金 200に圧力が加えられると、 1回としてカウントアップされる回数である。また、所定の加圧回数とは、矩形銅合金 200に加えられる塑性歪み量の累積値 (累積歪み量； ε )が 4以上となる回数である。

total

[0054] また、本実施形態において、 Z軸方向、 Y軸方向及び Z軸方向から矩形銅合金 200 に圧力が加えられた後に、加圧回数が所定の加圧回数に達しているか否かを判定するが、これに限定されるものではなぐ矩形銅合金 200に圧力が加えられる度に加圧回数が所定の加圧回数に達して、る力否かを判定してもよ!/、。

[0055] ステップ 17において、矩形銅合金 200には、時効硬化処理が施され、 Be (又は、 B e化合物）によって構成される析出相が形成される。具体的には、矩形銅合金 200〖こ含まれる Be (又は、 Be化合物）は、析出温度域（200°C〜550°Cの範囲内）で矩形銅合金 200が所定の時効硬化時間（1時間〜 24時間）に亘つて保持されることによつて析出硬化する。

[0056] (作用及び効果）

本発明の一実施形態に係るベリリウム銅の製造方法によれば、 Beが析出しない加ェ温度域で塑性歪みをベリリウム銅に加えることにより、酸化スケールが生じることを抑帘 Uすることができる。 [0057] また、塑性歪みを複数回に分けてベリリウム銅 (矩形銅合金 200)に加えることにより、加工温度や加工時間を厳密に管理することなぐベリリウム銅に加えられる塑性歪みの量 (累積歪み量)を増カロさせて、均一で微細な結晶粒 (平均粒径≤ 2 μ m)を有するベリリウム銅を製造することができる。

[0058] 具体的には、加工温度域 (0°C〜200°Cの範囲内）で、 1回の加圧で加えられる歪み量が 0. 3〜0. 7の範囲内となるように、 X軸方向、 Y軸方向及び Z軸方向から矩形銅合金に圧力をカ卩えるため、厳密に管理されたカ卩ェ温度 (例えば、 300°C)及びカロェ時間（例えば、 30分以内）で加工しなくても、累積歪み量を増加させることができる

[0059] すなわち、加工温度域に幅があり、加工温度域が従来よりも低いため、中間温度脆性によって矩形銅合金が破損する可能性、矩形銅合金の時効硬化が進む可能性等を抑制しながら、均一で微細な結晶粒 (平均粒径≤ 2 μ m)を有するベリリウム銅を製造することができる。

[0060] さら〖こ、時効硬化処理が施される前に矩形銅合金 200に塑性歪みを加えることにより、加工硬化が進むことに伴って塑性歪みを加えることが困難になることを回避することがでさる。

[0061] ここで、平均粒径≤ 2 mとは、以下の測定方法により測定された平均粒径をいう。

[0062] "J SEMZEBSP (Scanning Electron Microscope/Electron Back scatter Diflfra ction Pattern)法を用いて結晶方位解析を行い、方位差 0が 2° より大きい境界を結晶粒界として計数して結晶粒径分布を求める

(2)全計数の平均方位差 0が 15° 以上であることを確認する

(3)結晶粒径分布カゝら平均粒径を算出する

なお、一般的に、方位差 Θが 0° ≤ 0 < 4 ° の境界を持つ亜結晶だけで構成される組織は結晶粒として計数しない。しかしながら、本実施形態では、観察結果は、超微細化していく過程で任意の瞬間を捉えたものであるため、方位差 Θが 0° ≤ Θ < 4 ° の境界を持つ亜結晶だけで構成される組織も、この瞬間の全体組織を構成する一部であると考えられる。従って、平均方位差が 15° 以上である組織を結晶粒として計数する。 [0063] (実施例）

以下において、本発明の一実施形態に係るベリリウム銅の評価結果について、図面を参照しながら説明する。

[0064] 具体的には、本発明の一実施形態に係るベリリウム銅として、 Cu Be Ni

97. 77 0. 35 1. 88 の重量比（％)で構成される矩形銅合金を用いた。また、矩形銅合金は、互いに直交する 3つの軸方向に延びる辺を有する直方体であり、矩形銅合金が有する各辺の長さの比（X辺： Y辺： Z辺）は 1 : 1. 22 : 1. 5である。

[0065] また、本発明の一実施形態に係るベリリウム銅の比較材として、 Cuが 99%以上の重量比で含まれる矩形純銅を用いた。また、矩形純銅は、上述した矩形銅合金と同様のサイズを有する。

[0066] 矩形銅合金については、固溶化処理によって、 Cuのマトリクス中に Be及び Niを予め固溶させた。具体的には、矩形銅合金を石英管内に真空封入して、石英管に真空封入された矩形銅合金を 950°Cで 24時間に亘つて加熱保持した後に、水焼入れを行った。その結果、矩形銅合金の結晶粒の平均粒径は、約 160 mとなった。

[0067] 一方、矩形純銅については、 500°Cで 30分間に亘つて矩形純銅を真空炉内でカロ熱保持した後に徐冷する焼きなましを行った。その結果、矩形純銅の結晶粒の平均粒径は、約 70 μ mとなった。

[0068] また、矩形銅合金については、互いに直交する 3つの軸 (X軸、 Y軸及び Z軸)方向力も鍛造装置 100を用いてカ卩ェ温度（27°C)で圧力をカ卩えることによって塑性歪みを加えた。具体的には、矩形銅合金には、 3. 0 X 10^_3s^_1の歪み速度で塑性歪みをカロえ、 1回の加圧による歪み量が 0. 4となるように塑性歪みを加えた。

[0069] さらに、矩形銅合金については、各軸 (X軸、 Y軸及び Z軸)方向から圧力を加えて力も 2s以内に水焼入れを行った後に研磨し、研磨した後に、加工温度（27°C)で 15 min〜18minに亘つて矩形銅合金を加熱保持して、各軸 (X軸、 Y軸及び Z軸)方向から再び圧力を加えて矩形銅合金に塑性歪みを加えた。また、塑性歪みの累積値（累積歪み量； ε )が 6となるまで、この一連の作業を繰り返して、加工硬化の経過 total

測定、硬度測定、光学顕微鏡による組織観察、及び、 SEMZEBSP (Scanning Elec tron Microscope/Electron Back scatter Diffraction Pattern)法による糸且織観祭を行った。

[0070] 以下において、本発明の一実施形態に係る矩形銅合金 (Cu— Be— Ni)の加工硬化と矩形純銅 (Cu)の加工硬化との比較結果につ!、て、図面を参照しながら説明する。図 5は、本発明の一実施形態に係る矩形銅合金 (Cu— Be— Ni)の加工硬化と矩形純銅 (Cu)の加工硬化との比較結果を示す図である。

[0071] 図 5に示すように、矩形純銅（Cu、加工温度 = 27°C)については、累積歪み量が 0 力も 1となるまで真応力が急激に増加し (加工硬化が進み）、累積歪み量が 1から 2となるまで真応力が緩やかに増力 tlした。また、累積歪み量が 2以上となると、真応力が一定となった。

[0072] 一方、矩形銅合金（Cu— Be— Ni)については、累積歪み量が 0から 1. 5となるまで真応力が急激に増加し (加工硬化が進み）、累積歪み量が 2以上になっても、真応力が緩やかに増加し続けた。

[0073] また、加工温度が 27°Cである場合に、矩形純銅 (Cu)の定常変形応力は、 380M

Paであったのに対して、矩形銅合金（Cu— Be— Ni)の定常変形応力は、 500MPa を超えていた。

[0074] 以下において、本発明の一実施形態に係る矩形銅合金 (Cu— Be— Ni)の硬度と矩形純銅 (Cu)の硬度との比較結果について、図面を参照しながら説明する。図 6は、本発明の一実施形態に係る矩形銅合金 (Cu— Be— Ni)の硬度と矩形純銅 (Cu) の硬度との比較結果を示す図である。

[0075] 図 6に示すように、ビッカース強度と累積歪み量との関係は、図 5に示した真応力と累積歪み量との関係と類似する傾向を示した。

[0076] 具体的には、矩形純銅 (Cu、加工温度 = 27°C)については、累積歪み量が 0から 1 となるまでビッカース強度が急激に増加し (加工硬化が進み）、累積歪み量が 1から 2 となるまでビッカース強度が緩やかに増加した。また、累積歪み量が 2以上となると、ビッカース強度が一定となった。

[0077] 一方、矩形銅合金（Cu— Be— Ni)については、累積歪み量が 0から 1. 5となるまでビッカース強度が急激に増加し (加工硬化が進み）、累積歪み量が 2以上になっても、ビッカース強度が緩やかに増加し続けた。 [0078] 以下において、本発明の一実施形態に係る矩形銅合金 (Cu— Be— Ni)の結晶粒について、図面を参照しながら説明する。図 7は、本発明の一実施形態に係る矩形銅合金 (Cu— Be— Ni)の結晶粒を光学顕微鏡で組織観察した結果を示す図である。また、図 8は、本発明の一実施形態に係る矩形銅合金 (Cu— Be— Ni)の結晶粒を SEMZEBSP法で組織観察した結果を示す図である。

[0079] なお、図 7及び図 8は、累積歪み量（ ε total)が 0. 4、 1. 2、 4. 8及び 6. 0である場合に、矩形銅合金 (Cu— Be— Ni)の結晶粒を組織観察した結果を示して！/、る。

[0080] ここで、光学顕微鏡で組織観察した矩形銅合金のサンプルは、矩形銅合金に圧力が最後に加えられた軸方向と平行な面で矩形銅合金を切断し、エミリ一紙研磨、パフ研磨及び電解研磨によって矩形銅合金の切断面を鏡面状に仕上げた後に、電解腐食 (電解研磨液：リン酸 = 50% +蒸留水 = 50%)を行った。

[0081] 一方、 SEMZEBSP法で組織観察した矩形銅合金のサンプルは、矩形銅合金に圧力が最後に加えられた軸方向と平行な面で矩形銅合金を切断し、エミリ一紙研磨、パフ研磨及び電解研磨（電解研磨液:メタノール = 198ml+リン酸 = 135ml)を矩形銅合金の切断面に施した。

[0082] 図 7 (a)に示すように、累積歪み量（ ε total)が 0. 4である場合には、初期に生成された結晶粒 (以下、初期結晶粒）内に変形帯が現れだす。図 7 (b)に示すように、累積歪み量（ ε total)が 1. 2である場合には、初期結晶粒内に生じる変形帯の密度が高くなつた。図 7 (c)に示すように、累積歪み量（ ε total)が 4. 8である場合には、初期結晶粒内の全域に亘つて変形帯が生じ、初期結晶粒を判別することができなくなつた。すなわち、微細な粒状組織 (平均粒径≤ 2 m)が初期結晶粒の全域に亘つて生じた。図 7 (d)に示すように、累積歪み量（ ε total)が 6. 0である場合には、初期結晶粒内に生じる変形帯の密度がさらに高くなつた。

[0083] 図 8 (a)に示すように、累積歪み量（ ε total)が 0. 4である場合には、初期結晶粒内に転移境界が方位差 0° 〜15° で生じた。図 8 (b)に示すように、初期結晶粒内に転移境界が方位差 0° 〜15° で生じ、初期結晶粒の境界近傍に微細な粒状組織が生じた。図 8 (c)に示すように、累積歪み量（ ε total)が 4. 8である場合には、初期結晶粒内の全域に亘つて転移境界が方位差 0° 〜15° で生じ、微細な粒状組織（平均粒径≤2 /ζ πι)が初期結晶粒の全域に亘つて生じた。この段階で、転移境界の方位差が 0° 〜15° である大傾角粒界がほとんど見られなくなった。図 8 (d)に示すように、累積歪み量（ _ε total)が 6である場合には、累積歪み量（ ε total)が 4. 8である場合と同様に、初期結晶粒内の全域に亘つて転移境界が方位差 0° 〜15° で生じ、微細な粒状組織 (平均粒径≤ 2 μ m)が初期結晶粒の全域に亘つて生じた。

[0084] 以下において、本発明の一実施形態に係る矩形銅合金 (Cu— Be Ni)の平均粒径と累積歪み量との関係について、図面を参照しながら説明する。図 9は、本発明の一実施形態に係る矩形銅合金 (Cu— Be Ni)の平均粒径と累積歪み量との関係を示す図である。図 10は、本発明の一実施形態に係る矩形銅合金 (Cu Be Ni)の結晶粒を SEMZEBSP法で組織観察した結果を示す図である。

[0085] 図 9に示すように、累積歪み量（∑ ε )が増えるに従って、矩形銅合金の結晶粒の平均粒径が小さくなつていることが確認された。また、塑性歪みを矩形銅合金に加えることによって生じた結晶粒 (新結晶粒)の粒径については、ほとんど変化が見られなかった。さらに、累積歪み量（∑ ε )が増えるに従って、矩形銅合金で新結晶粒が占める比率が高くなつて、ることが確認された。

[0086] また、矩形銅合金の結晶粒の平均粒径は、累積歪み量（∑ ε )が 4以上である場合に、 2 m以下となること力確認された。

[0087] 図 10に示すように、上述した図 8と同様に、累積歪み量（∑ ε )が 4. 8以上である場合に、初期結晶粒内の全域に亘つて新結晶粒界が方位差 0° 〜15° で生じ、微細な粒状組織 (平均粒径≤ 2 μ m)が初期結晶粒の全域に亘つて生じることが確認された。

[0088] 以下において、本発明の一実施形態に係る矩形銅合金 (Cu Be Ni)の時効硬化について、図面を参照しながら説明する。図 11及び図 12は、本発明の一実施形態に係る矩形銅合金 (Cu— Be Ni)の時効硬化を示す図である。

[0089] 図 11に示すように、 450°Cで時効硬化処理が行われた場合には、矩形銅合金 (Cu

Be Ni)のビッカース強度は、時効硬化時間が約 1時間となった時点で最大（2, 800MPa)となった。一方、 315°Cで時効硬化処理が行われた場合には、矩形銅合金（Cu Be Ni)のビッカース強度は、時効硬化時間が約 20時間となった時点で 2 , 400MPa)を超えた。

[0090] また、図 12に示すように、累積歪み量が 4. 8である矩形銅合金（Cu— Be— Ni)のビッカース強度は、累積歪み量が 0. 4である矩形銅合金（Cu— Be— Ni)のピッカース強度よりも高い値を示した。

[0091] (変更例）

上述した実施形態では、互いに直交する 3つの軸 (X軸、 Y軸及び Z軸)方向から圧力をカ卩える圧延力卩ェを行うことによって、矩形銅合金 (Cu— Be— Ni)に塑性歪みが加えられる力これに限定されるものではなぐその他の塑性カ卩ェ (例えば、押出し加ェ)を複数回に分けて行うことによって、矩形銅合金 (Cu— Be— Ni)に塑性歪みが加えられてもよい。

Claims

請求の範囲

[1] Beと Cuとを少なくとも含むベリリウム銅であって、

平均粒径が 2 m以下である結晶粒を有し、かつ、前記 Cuから析出する前記 Beを少なくとも含む析出相を有することを特徴とするベリリウム銅。

[2] Cu Be Co (0. 4%≤a≤2. 0%、 0. 15%≤b≤2. 8%、 a+b≤3. 5%)

100- (a+b) a b

の重量比、又は、 Cu Be Ni (0. 05%≤c≤0. 6%、 1. 0%≤d≤2. 4%、 c

100- (c + d) c d

+ d≤3. 0%)の重量比で構成されることを特徴とする請求項 1に記載のベリリウム銅

[3] 前記ベリリウム銅は、

前記 Cuに前記 Beが固溶する温度域である固溶温度域で前記ベリリウム銅を所定の固溶保持時間に亘つて保持した後に、前記 Beが前記 Cuに固溶した状態のままとなる冷却速度で前記ベリリウム銅を冷却し、

前記 Beが析出しな、温度域である加工温度域で、前記固溶化工程で冷却された前記ベリリウム銅に塑性歪みを複数回に分けて加え、

前記 Beが析出する温度域である析出温度域で、前記加工工程で前記塑性歪みが加えられた前記ベリリウム銅を所定の時効硬化時間に亘つて保持することによって形成されることを特徴とする請求項 1に記載のベリリウム銅。

[4] 前記結晶粒の前記平均粒径は、結晶方位解析方法によって算出された粒径であり前記結晶粒方位解析方法は、

SEM/EBSP (Scanning Electron Microscope/Electron Back scatter Diflracti on Pattern)法を用いて結晶方位解析を行い、方位差 0が 2° より大きい境界を結晶粒界として計数して結晶粒径分布を求めるステップと、

全計数の平均方位差 0が 15° 以上であることを確認ステップと、

前記結晶粒径分布カゝら前記平均粒径を算出するステップとを含むことを特徴とする請求項 1に記載のベリリウム銅。

[5] Beと Cuとを少なくとも含むベリリウム銅を製造するベリリウム銅製造方法であって、前記 Cuに前記 Beが固溶する温度域である固溶温度域で前記ベリリウム銅を所定の固溶保持時間に亘つて保持した後に、前記 Beが前記 Cuに固溶した状態のままとなる冷却速度で前記ベリリウム銅を冷却する固溶ィ匕工程と、

前記 Beが析出しな、温度域である加工温度域で、前記固溶化工程で冷却された前記ベリリウム銅に塑性歪みを複数回に分けて加える加工工程と、

前記 Beが析出する温度域である析出温度域で、前記加工工程で前記塑性歪みが加えられた前記ベリリウム銅を所定の時効硬化時間に亘つて保持する時効硬化工程とを含むことを特徴とするベリリウム銅製造方法。

[6] 前記ベリリウム銅は、 Cu Be Co (0. 4%≤a≤2. 0%、 0. 15%≤b≤2. 8

100- (a+b) a b

%、 a+b≤3. 5%)の重量比、又は、 Cu Be Ni (0. 05%≤c≤0. 6%、 1.

100- (c + d) c d

0%≤d≤2. 4%、c + d≤3. 0%)の重量比で構成されることを特徴とする請求項 5 に記載のベリリウム銅製造方法。

[7] 前記固溶温度域は、 700°C〜1000°Cの範囲であり、

前記所定の固溶保持時間は、 1時間〜 24時間の範囲内であり、

前記加工温度域は、 0°C〜200°Cの範囲内であり、

前記析出温度域は、 200°C〜550°Cの範囲内であり、

前記所定の時効硬化時間は、 1時間〜 24時間の範囲内であることを特徴とする請求項 5又は請求項 6に記載のベリリウム銅製造方法。

[8] 前記加工工程で前記塑性歪みが加えられる前記ベリリウム銅は、互いに直交する 3 つの軸方向に延びる辺を有する直方体であり、

前記加工工程は、それぞれの前記軸方向から順に前記ベリリウム銅に圧力を加えて、前記ベリリウム銅に前記塑性歪みを加える工程であることを特徴とする請求項 5 乃至請求項 7のいずれかに記載のベリリウム銅製造方法。

[9] 前記加工工程で前記塑性歪みが加えられる前記ベリリウム銅は、互いに直交する 3 つの軸方向に延びる辺の長さが l : e :f (l. 2≤e≤l. 3、 1. 45≤f≤l. 55)となる直方体であり、

前記カ卩ェ工程において、前記ベリリウム銅に 1回の加圧でカ卩えられる前記塑性歪みの量は、 0. 3〜0. 7の範囲内であることを特徴とする請求項 8に記載のベリリウム銅製造方法。

[10] 前記加工工程は、前記ベリリウム銅に加えられた前記塑性歪みの累積値力以上となるまで、それぞれの前記軸方向から順に前記べリリゥム銅に圧力を加える工程であることを特徴とする請求項 8又は請求項 9に記載のベリリウム銅製造方法。

[11] Beと Cuとを少なくとも含むベリリウム銅を製造するベリリウム銅製造装置であって、前記 Cuに前記 Beが固溶した矩形銅合金が配置される配置面を有する台座部と、前記台座部の前記配置面上に配置された前記矩形銅合金を加熱するヒータ部と、前記台座部の前記配置面に対向して設けられており、前記台座部の前記配置面上に配置された前記矩形銅合金に圧力を加える加圧部とを備え、

前記ヒータ部は、前記 Beが析出しな、温度域である加工温度域で前記矩形銅合金の環境温度を保持し、

前記加圧部は、前記加工温度域で前記矩形銅合金に塑性歪みを複数回に分けて加えることを特徴とするベリリウム銅製造装置。