JPH03267356A - 高Ｓｎりん青銅の板及び条の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明は、高Ｓｎりん青銅の板及び条の製造方法に関し
、特に電子、電気機器用スイッチ、リレコネクタや各種
の機械部品に好適な高Ｓｎりん青銅の板及び条の製造方
法に係わる。

［従来の技術及び課題］ りん青銅合金は、この合金中に含まれる５ｎｆｆｉを増
大させるとバネ特性、耐食性及び耐摩耗性等が向上する
ことが知られている。しかしながら、伸銅品のＪＩＳ規
格ではＳｎ含有量が３．５〜９．０重量％のりん青銅の
みしか規格化されていないことから明らかなように一般
的に工業的にはＳｎが９．０重量％を越えて含んだりん
青銅合金の板及び条は製造されていない。これは、次の
ような理由によるものである。即ち、りん青銅合金はＳ
ｎ含有量が増加するとその加工性が著しく低下する。

このため、Ｓｎ含有量か９．０重量％を越えるりん青銅
合金ではその鋳塊から板及び条を加工することが困難と
なる。従って、高Ｓｎりん青銅合金は塑性加工を必要と
しない鋳物のみで使用されているのか現状である。

一方、りん青銅は一般に熱間圧延に供した場合、熱間脆
性の原因となる低融点のＣｕ−５ｎ−Ｐ相やＣｕ−Ｐ相
を生成するため、熱間圧延か困難な材料とされている。

このため、Ｓｎ含有量が９．０重量％以下のりん青銅で
あってもその鋳塊から板及び条を製造する場合には冷間
圧延と焼鈍を繰り返し行う方法が採用されている。しか
しながら、一般に鋳造されたりん青銅の鋳塊はその表面
にＳｎＯ逆偏析層が生じており、しかも内部にはＳｎの
濃化したδ相が生じているため、冷間圧延においても割
れを発生することがある。このため、鋳塊の表面層を予
め機械的に面側除去し、更に高温、長時間の熱処理を施
して均質化させることによって前記冷間圧延工程での割
れ発生を防止している。

以上のように、Ｓｎ含有量が９．０重量％以下のりん青
銅でも多くの工程を経て製造され、更にＳｎの含有量か
多くなった場合には面削代の増加による材料ロスの増加
の他に、均質化処理に要する熱エネルギー増や冷間加工
性の低下による焼鈍回数の増加等によって著しくコスト
高となる。その結果、Ｓｎ含有量が９．０重量％を越え
るりん青銅は優れた特性ををしているにもかかわらず現
状では板及び条の製造が行われていない。

本発明は、上記従来の課題を解決するためになされたも
ので、Ｓｎ含有量が９．０重量％を越えるバネ特性、耐
食性及び耐摩耗性等の優れたりん青銅の板及び条を極め
て簡単かつ高歩留りで製造し得る方法を提供しようとす
るものである。

［課題を解決するための手段］ 本発明は、９．０重量％を越え、１３．５重量％以下の
Ｓｎ、０，４重量％以下のＰ、残部Ｃｕ及び不可避的不
純物からなるりん青銅を一方向凝固させて鋳塊を作製す
る工程と、この鋳塊を冷間圧延した後、均質化処理を施
す工程とを具備したことを特徴とする高Ｓｎりん青銅の
板及び条の製造方法である。

上記Ｓｎの含有割合を限定した理由は、その含有量を９
．０重量％以下にするとバネ特性、耐食性及び耐摩耗性
を十分に満足するりん青銅板、条を製造することができ
ず、一方その含有量が１３．５重量％を越えると加工性
が低下する。

上記Ｐは、強度や耐食性の向上に寄与するが、その含有
量か０．４重量％を越えてもそれら特性の向上がなされ
ないばかりか、かえって加工性の低下等を招く。

上記均質化処理は、冷間圧延後のりん青銅内部のミクロ
偏析したＳｎ（δ相）を分散するために行う。かかる均
質化処理は、ミクロ偏析したＳｎの分散化を良好に行い
、一方前記偏析Ｓｎ部分での局部的な溶融を回避する観
点から、４００〜８００℃で行うことが望ましい。この
均質化処理での雰囲気は、大気中でもよいが、原料ロス
を少なくする観点から、弱還元性雰囲気で行うことか好
ましい。

［作用］ 一般的な鋳造では、凝固は鋳塊の外周から内部に進行す
るが、りん青銅は凝固温度範囲が広いために凝固の進行
に伴って残液中にＳｎが濃化され易い。濃化されたＳｎ
は、凝固殻の収縮によって生じる圧力や溶湯に含まれる
ガスの凝固による放出圧力によって外周部に移動して逆
偏析を生じるため、圧延前に鋳塊表面層の面側除去が必
要で、材料ロスを招く。

一方、前記Ｓｎの濃化によって鋳塊内部に６相を生じる
が、かかるδ相は結晶粒界などではクサビ形状をなし、
圧延割れの原因となる。このため、圧延前に高温、長時
間の熱処理によってδ相を消滅させ、または球状化する
ことが必要である。

このようなことから、本発明で一方向凝固により鋳塊を
作製することによって前記各種の問題を解決したもので
ある。即ち、一方向凝固では鋳塊の外周と内部でほぼ同
時に凝固が進行するため、濃化されたＳｎが外周部に移
動することなく、逆偏析の発生を回避できる。その結果
、圧延工程前に鋳塊表面層の面側除去が不要となり、材
料ロスを防止できる。また、結晶粒界はほぼ平行に生じ
、粒界にクサビ形状をなすδ相は存在しないため、高温
、長時間の熱処理による均質化処理を施さずに冷間圧延
を行うことができる。更に、前記結晶粒界が平行に生じ
、圧延時の割れの原因となる圧延方向に対して垂直な粒
界が存在しないことから、−射的な鋳造品に比べて強加
工が可能となる。しかも、δ相の均質化のための拡散に
要する熱エネルギーはδ相間の距離か短い程少なくてす
むことから、薄くまで圧延後に均質化処理を施すことに
よって従来の鋳塊での均質化に比べて極めて少ない熱エ
ネルギーで均質化が可能になるばかりでなく、圧延後に
行う中間焼鈍と兼ねて行うことができる。

従って、材料ロス、熱処理に要するエネルギー及び工数
を大幅に減少できるために、従来技術では製造すること
が困難であったＳｎを９１口重量％を越えて含み、バネ
特性、耐食性及び耐摩耗性等の優れたりん青銅の板及び
条を極めて簡単かつ高歩留りで製造することが可能とな
る。

［実施例コ 以下、本発明の実施例を図面を参照して詳細に説明する
。

実施例１ 下記第１表に示す組成の５種のりん青銅合金を溶解炉に
て溶解し、同第１表に示す温度の各溶湯を第１図に示す
加熱鋳型連続鋳造装置を用いて断面寸法が幅３５６ｍｍ
、厚さ１２ｍ＋ｎの板状鋳塊（Ｎｏ１〜Ｎｏ５）を鋳造
した。

即ち、前記溶湯１をヒータ埋込型鋳造炉２に移送し、該
溶湯ｌを加熱器３にて内面を鋳造金属の融点より高い所
定温度に加熱した鋳型４に通し、該鋳型４より製出する
鋳塊５を冷却機６により流水をかけて冷却しつつ、ピン
チロール７て所定の速度で引出して連続的に鋳造した。

かかる工程での鋳型温度、鋳造速度及び冷却水量を同第
１表に併記した。また、前記工程において前記りん青銅
合金の融点は鋳型４内面の温度より低いので、凝固時の
熱抽出は鋳型４からはなされず、専ら鋳塊５を介してな
される。その結果、固液界面８は鋳塊５の引出方向にほ
ぼ垂直に形成される。従って、鋳塊表面にＳｎの逆偏析
を生じることなく、かつ得られた鋳塊５は結晶粒が鋳塊
５の長手方向に伸びた一方向凝固組織になっているため
、δ相の析出物は結晶粒界に沿って球状に分散し、クサ
ビ状のものは全く認められなかった。

また、前記固液界面８は、鋳型４出口近傍に位置するよ
うに冷却器６からの流水量をコントロールしたので、通
常の水冷鋳造のように鋳塊が鋳型と擦れ合うことがなく
、鋳塊表面は平滑で割れ等のない極めて優れたものであ
った。

一方、比較例として下記第１表に示す組成の２種のりん
青銅合金を従来の水冷鋳造法により断面寸法か幅３５６
ｍｍ、厚さ１２ＩＩ１ｍの板状鋳塊（Ｎｏ５、Ｎ０６）
に鋳造した。得られた各鋳塊は、外周から内部方向へと
結晶の成長した多結晶組織であり、粒界にクサビ状の６
相が散在しており、鋳塊表面にはＳｎの濃化した逆偏析
層が認められた。

得られた鋳塊は、そのままの状態から冷間圧延を施すこ
とによって、Ｎｏｌでは鋳塊厚さを１２ｍｍから　１．
２ｍｍ　（減面率９０％）まで圧延できた。同様にして
Ｎｏ２では鋳塊厚さを１２ａ＋ｗから１．４ｍｍ　（減
面率８８％）まで、Ｎｏ３では鋳塊厚さを１２ｍｍから
１　、７ｍｍ（減面率８６％）まで、Ｎｏ４では鋳塊厚
さを１２ｍ＋ｅから２．０ｍｍ　（減面率８８％）まで
、Ｎｏ５では鋳塊厚さを１２ｍｍから４．６ｍｍ　（減
面率８８％）まで、それぞれ圧延できた。

これに対し、比較例としてのＮｏ６、Ｎｏ７の鋳塊を上
下面を各１■ずつ面側し、逆偏析層を除去して厚さ１０
■とした後、冷間圧延したところ、最初のパス（厚さ　
９ｍｍ）で既に割れを生じ、以降のバスでは割れが拡大
するのみで殆ど加工が困難であった。

以上のことから、一方向凝固させたりん青銅鋳塊は、従
来の水冷鋳造法で製造された鋳塊に比べて著しく加工性
に優れているのみならず、面側による材料ロスを回避で
きた。しかしながら、一方向凝固鋳塊でもＮｏ１〜４の
ようにＳｎ量が１３，５重量％までは優れた加工性を有
するか、Ｎｏ５のように５ｎｆｆｉが１５重量％になる
とやや加工性が低下した。これは、Ｓｎ量が１５重量％
のりん青銅合金ではα相に比べて加工性が劣るβ相が多
く生じるためと考えられる。

実施例２ 前述した第１表中のＮｏ２及びＮｏ４の鋳塊をそれぞれ
１０％、３０％、５０％、７０％の減面率て冷間圧延し
た。つづいて、圧延された各条材を種々の温度及び保持
時間で均質化処理を施し、ミクロ組織観察によりδ相か
消滅しているか否かの判定を行って適正な均質化処理条
件を求めた。

また、比較例としてのＮｏ６、Ｎｏ７の鋳塊は既述した
ように表面を面側除去したのみの状態では冷間圧延が困
難であったことから、圧延前に均質化処理を施し、ミク
ロ組織観察によりクサビ状のδ相が球状化して圧延可能
となる適正な条件を求めた。

求められた適正均質化処理条件を下記第２表に示す。

上記第２表から明らかなように本実施例では、圧延後に
均質化処理を行うことが可能であることから、従来法に
よる比較例のように圧延前に均質化処理を行う場合に比
べて低温かつ短時間の処理が可能となり、熱エネルギー
を大幅に低減することができる。

更に、圧延後に均質化処理を行うことによって同時に再
結晶組織となり、焼鈍も完了することから中間焼鈍を省
略することも可能となる。

実施例３ 前述した第１表中のＮｏｌ〜Ｎｏ４の鋳塊を冷間圧延に
より厚さ　２．４ｍｍ　（減面率８０％）とした後、下
記第３表に示す適正な均質化処理を行い、更に冷間圧延
を行って厚さ　０．５ｍｍの４種の条材を製造した。な
お、Ｎｏ３、Ｎｏ４については均質化処理後の圧延途中
で１回の中間焼鈍を行った。

一方、比較例としての前述した第１表中のＮｏ６、Ｎｏ
７の鋳塊の上下面を面側し、逆偏析層を除去して厚さ１
０ｍｍとした後、下記第３表に示す適正な均質化処理を
行い、ひきつづき冷間圧延と焼鈍を繰り返して０．５■
の２種の条材を製造した。なお、Ｎｏ６の鋳塊では前記
厚さの条材を得るのに５回の中間焼鈍を、Ｎｏ７の鋳塊
では前記厚さの条材を得るのに６回の中間焼鈍を、それ
ぞれ要した。

このような方法により製造された条材の特性（引張強さ
、伸び）を測定した。これらの結果を下記第３表に併記
した。なお、同第３表中には最終焼鈍からの減面率も併
記した。

上記第３表から明らかなように本実施例では優れた特性
を有する高Ｓｎりん青銅の条材を製造できることがわか
る。これに対し、従来の水冷鋳造法で得た鋳塊では実験
的には０．５ｍｍの条材を得ることが可能であるか、面
側による材料ロス、高温、長時間の均質化処理、更に変
電なる焼鈍に要する熱エネルギー及びそれらの工程数か
ら工業的な規模の製造が困難となる。

［発明の効果］ 以上詳述した如く、本発明によれば優れたバネ特性、耐
食性及び耐摩耗性を有するが、従来法では材料ロス、多
大な工程数、熱エネルギーを要するために工業的な規模
の製造が困難であったＳｎ含有量が９．０重量％を越え
る電子、電気機器用スイッチ、リレー　コネクタや各種
の機械部品に好適なりん青銅の板及び条を極めて簡単か
つ高歩留り、工業的規模で製造し得る方法を提供できる
ものである。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明の実施例で用いた加熱鋳型連続鋳造装置
を示す概略断面図である。 ■・・・溶湯、２・・・鋳造炉、４・・・鋳型、６・・
・冷却器。 ５・・・鋳塊、

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. ９．０重量％を越え、１３．５重量％以下のＳｎ、０．
   ４重量％以下のＰ、残部Ｃｕ及び不可避的不純物からな
   るりん青銅を一方向凝固させて鋳塊を作製する工程と、
   この鋳塊を冷間圧延した後、均質化処理を施す工程とを
   具備したことを特徴とする高Ｓｎりん青銅の板及び条の
   製造方法。