JPH07113143B2 - 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
- Publication number
- JPH07113143B2 JPH07113143B2 JP62067665A JP6766587A JPH07113143B2 JP H07113143 B2 JPH07113143 B2 JP H07113143B2 JP 62067665 A JP62067665 A JP 62067665A JP 6766587 A JP6766587 A JP 6766587A JP H07113143 B2 JPH07113143 B2 JP H07113143B2
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- copper alloy
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Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 この発明は，特にスイツチ，リレー関係の繰返し応力が
負荷される用途に適した疲れ特性の良好な高強度銅合金
の製造方法に関するものである。
負荷される用途に適した疲れ特性の良好な高強度銅合金
の製造方法に関するものである。
従来，市場で一般的に使用されている高強度銅合金とし
て代表的なものに，例えば雑誌：伸銅技術研究会誌Vol.
9（1970）P109〜P116に示されているC1720合金（ベリリ
ウム銅合金）があるが，この合金は資源希少で安定供給
を受けにくい高価なBeを含有するためにコスト面で問題
がある。一方，安価なバネ材としてはCu中にSnと微量の
Ｐを含有するリン青銅系の合金があり，その機械的特性
は，例えば刊行物:ASTM Spec.Tech.Pub.No.183（1956）
にも示されているように,Sn含有量の増加につれて増大
する傾向を有する。しかし,Sn量が多くなると，硬くて
脆い展延性の乏しい化合物相，例えばδ，β相等の晶出
やSnの逆偏析現象の出現により，加工性が極端に悪化す
るため，圧延等の冷間加工が不可能で，リン青銅鋳物と
してしか利用できない難点がある。従つて現在，この合
金系でバネ材として実使用されている合金のSn含有量の
最大は９％程度どまりである。このためにC1720合金と
の特性差が大きく，この間を埋める合金の出現が要望さ
れている。
て代表的なものに，例えば雑誌：伸銅技術研究会誌Vol.
9（1970）P109〜P116に示されているC1720合金（ベリリ
ウム銅合金）があるが，この合金は資源希少で安定供給
を受けにくい高価なBeを含有するためにコスト面で問題
がある。一方，安価なバネ材としてはCu中にSnと微量の
Ｐを含有するリン青銅系の合金があり，その機械的特性
は，例えば刊行物:ASTM Spec.Tech.Pub.No.183（1956）
にも示されているように,Sn含有量の増加につれて増大
する傾向を有する。しかし,Sn量が多くなると，硬くて
脆い展延性の乏しい化合物相，例えばδ，β相等の晶出
やSnの逆偏析現象の出現により，加工性が極端に悪化す
るため，圧延等の冷間加工が不可能で，リン青銅鋳物と
してしか利用できない難点がある。従つて現在，この合
金系でバネ材として実使用されている合金のSn含有量の
最大は９％程度どまりである。このためにC1720合金と
の特性差が大きく，この間を埋める合金の出現が要望さ
れている。
従来，資源希少で安定供給を受けにくい高価なBeを使用
せずに，安定供給可能なリン青銅系合金で機械的特性，
加工性に優れ，バネ材としての十分な特性を有するもの
が得られないという問題点があつた。
せずに，安定供給可能なリン青銅系合金で機械的特性，
加工性に優れ，バネ材としての十分な特性を有するもの
が得られないという問題点があつた。
この発明は上記のような問題点を解消するためになされ
たもので，資源希少で安定供給を受けにくいBeを使用せ
ずに，リン青銅系合金の組織と冷間加工性の改善を図
り，バネ材として十分な特性を有する高強度銅合金を得
ることを目的とする。
たもので，資源希少で安定供給を受けにくいBeを使用せ
ずに，リン青銅系合金の組織と冷間加工性の改善を図
り，バネ材として十分な特性を有する高強度銅合金を得
ることを目的とする。
この発明の高強度銅合金は,12重量％を越え20重量％以
下のSnと0.01〜0.5重量％のＰを含有し，残部Cuからな
る溶湯金属を,102℃/sec以上105℃/sec未満の冷却速度
で急冷凝固させて製造するものである。
下のSnと0.01〜0.5重量％のＰを含有し，残部Cuからな
る溶湯金属を,102℃/sec以上105℃/sec未満の冷却速度
で急冷凝固させて製造するものである。
合金の鋳塊製造時において溶湯を102℃/sec以上105℃/s
ec未満の冷却速度で急冷凝固することにより，逆偏析の
出現を抑制するとともに，化合物相を微細に且つ均一に
マトリツクス中に分散できるので，組織と冷間加工性の
改善が図れる。
ec未満の冷却速度で急冷凝固することにより，逆偏析の
出現を抑制するとともに，化合物相を微細に且つ均一に
マトリツクス中に分散できるので，組織と冷間加工性の
改善が図れる。
以下にこの発明の実施例について説明する。
発明材は，直径200mmで内部水冷が可能な鋳鉄製双ロー
ルからなる実験用の急冷凝固設備を用いて作製した。製
造条件としては，（１）冷却ロールの回転数を10rpm,
（ii）ロールへの注湯温度はいずれも合金の融点から50
℃高目，（iii）ロールギヤツプは1mmに設定した。得ら
れた薄板鋳塊は厚さ1.8mm,巾100mmであつた。この鋳塊
では，従来の連続鋳造法やバツチ式鋳造に比べて早い10
2℃/sec以上105℃/sec未満の冷却速度で連続的に急冷凝
固させるため，デンドライト組織や逆偏析の出現が抑制
され，しかも化合物相が微細にマトリツクス中に均一に
分散した状態となつており，加工性は極めて良好であ
る。これらの鋳塊を均質化焼鈍なしで一気に板厚0.3mm
まで冷間圧延した後,500℃で１時間のキジ焼鈍に続いて
33％の冷間加工率にて0.2mmの板厚に仕上げた。次に250
℃で１時間の低温焼鈍処理を施し諸特性測定用の試料と
した。
ルからなる実験用の急冷凝固設備を用いて作製した。製
造条件としては，（１）冷却ロールの回転数を10rpm,
（ii）ロールへの注湯温度はいずれも合金の融点から50
℃高目，（iii）ロールギヤツプは1mmに設定した。得ら
れた薄板鋳塊は厚さ1.8mm,巾100mmであつた。この鋳塊
では，従来の連続鋳造法やバツチ式鋳造に比べて早い10
2℃/sec以上105℃/sec未満の冷却速度で連続的に急冷凝
固させるため，デンドライト組織や逆偏析の出現が抑制
され，しかも化合物相が微細にマトリツクス中に均一に
分散した状態となつており，加工性は極めて良好であ
る。これらの鋳塊を均質化焼鈍なしで一気に板厚0.3mm
まで冷間圧延した後,500℃で１時間のキジ焼鈍に続いて
33％の冷間加工率にて0.2mmの板厚に仕上げた。次に250
℃で１時間の低温焼鈍処理を施し諸特性測定用の試料と
した。
第１表は，この発明材と比較材の特性値をまとめて示し
たものである。
たものである。
これらの結果から明らかなように,12重量％を越えるSn
を含有するCu−Sn系合金をこの発明のように急冷凝固し
て製造することにより，冷間加工性が著しく改善され，
バネ材として適した高強度銅合金が得られることがわか
る。例えば，バネ材として一般的に広く実用されている
試料No.1のC5210合金（比較材，特開昭５−112324号な
ど）とその約２倍のSnを含有する試料No.3（本発明材）
の特性を比較すると，試料No.3の方が引張強さで約50
％，ばね限界値では約110％も増大している。一方，バ
ネ材として重視される疲れ特性についても改善効果が認
められ，繰返し数Ｎ＝107回における疲れ強さで32kg f/
mm2の値が得られ，レベル的にはC5210合金とC1720合金
の中間位置にある。
を含有するCu−Sn系合金をこの発明のように急冷凝固し
て製造することにより，冷間加工性が著しく改善され，
バネ材として適した高強度銅合金が得られることがわか
る。例えば，バネ材として一般的に広く実用されている
試料No.1のC5210合金（比較材，特開昭５−112324号な
ど）とその約２倍のSnを含有する試料No.3（本発明材）
の特性を比較すると，試料No.3の方が引張強さで約50
％，ばね限界値では約110％も増大している。一方，バ
ネ材として重視される疲れ特性についても改善効果が認
められ，繰返し数Ｎ＝107回における疲れ強さで32kg f/
mm2の値が得られ，レベル的にはC5210合金とC1720合金
の中間位置にある。
これらの機械的特性の向上は，従来品よりSn含有量を多
くし固溶硬化能と加工硬化能が増大したこと並びにマト
リツクス中に微細な化合物を均一に分散させることによ
る。特に，疲れ特性の向上については，マトリツクス中
に分散した微細な化合物が疲労クラツクの伝播を阻止す
るためと考えられる。Snの含有量としては12重量％以下
では機械的特性が不十分であり,20重量％以上では機械
的特性は向上するものの,C1720合金と比べてコストメリ
ツトが薄らぐとともに，加工性が低下するため,12重量
％を越え20重量％以下の範囲が望ましく,12.4〜20重量
％の範囲が好適である。またＰの含有量としては0.01重
量％以下では実用上脱酸剤としての効果がなく,0.5重量
％以上含んでいても効果に変化はなく，電気伝導度を下
げないためには少ない方が良く,0.01〜0.5重量％の範囲
が良い。
くし固溶硬化能と加工硬化能が増大したこと並びにマト
リツクス中に微細な化合物を均一に分散させることによ
る。特に，疲れ特性の向上については，マトリツクス中
に分散した微細な化合物が疲労クラツクの伝播を阻止す
るためと考えられる。Snの含有量としては12重量％以下
では機械的特性が不十分であり,20重量％以上では機械
的特性は向上するものの,C1720合金と比べてコストメリ
ツトが薄らぐとともに，加工性が低下するため,12重量
％を越え20重量％以下の範囲が望ましく,12.4〜20重量
％の範囲が好適である。またＰの含有量としては0.01重
量％以下では実用上脱酸剤としての効果がなく,0.5重量
％以上含んでいても効果に変化はなく，電気伝導度を下
げないためには少ない方が良く,0.01〜0.5重量％の範囲
が良い。
第２表は微量の添加元素による効果を示したものであ
る。
る。
Cu−Sn−Ｐをベースにした試料No.4と比較した場合，試
料No.5の引張強さ，ばね限界値，疲れ強 さは，いずれもほとんど差が認められないことから,Mn,
Zn,Bはこれらの特性に悪影響を及ぼさず，脱酸剤として
有効であることを示している。但し，添加量が多くなる
ともろくなり，加工性や導電率への影響が現われるため
上限値を設定している。一方,No.6〜No.9の試料を比較
した場合,Ni,Fe,Co,Ti,Zrの添加元素は，結晶粒の微細
化，強度を上げるのに貢献し，特に疲れ特性の向上に対
し効果が認められ，その上限については成形加工性の点
から制限をした。これら微量元素の含有量は1.0重量％
以上含まれると導電率を下げるので，実用上合計で0.01
〜1.0重量％以下が望ましい。また各微量元素の含有量
は上述の点から鑑みて実用上下記範囲が望ましい。
料No.5の引張強さ，ばね限界値，疲れ強 さは，いずれもほとんど差が認められないことから,Mn,
Zn,Bはこれらの特性に悪影響を及ぼさず，脱酸剤として
有効であることを示している。但し，添加量が多くなる
ともろくなり，加工性や導電率への影響が現われるため
上限値を設定している。一方,No.6〜No.9の試料を比較
した場合,Ni,Fe,Co,Ti,Zrの添加元素は，結晶粒の微細
化，強度を上げるのに貢献し，特に疲れ特性の向上に対
し効果が認められ，その上限については成形加工性の点
から制限をした。これら微量元素の含有量は1.0重量％
以上含まれると導電率を下げるので，実用上合計で0.01
〜1.0重量％以下が望ましい。また各微量元素の含有量
は上述の点から鑑みて実用上下記範囲が望ましい。
Ni……0.01〜0.5重量％ Zn……0.01〜0.35重量％ Fe……0.01〜0.15重量％ Ti……0.01〜0.5重量％ Ｂ……0.001〜0.1重量％ CO……0.01〜0.5重量％ Mn……0.05〜0.4重量％ Zr……0.01〜0.5重量％ なお，溶湯金属の冷却速度は種々実験した結果,102℃/s
ec未満では鋳塊組織が従来の鋳造法によるものと変らず
良好な加工性が得られないため，また105℃/sec以上で
は，製造可能な板厚が極端に薄くなり過ぎて実用に供し
にくくなるため,102℃/sec以上105℃/sec未満の範囲が
良い。
ec未満では鋳塊組織が従来の鋳造法によるものと変らず
良好な加工性が得られないため，また105℃/sec以上で
は，製造可能な板厚が極端に薄くなり過ぎて実用に供し
にくくなるため,102℃/sec以上105℃/sec未満の範囲が
良い。
また，参考までにこの発明合金に係る製造法はCu−Sn系
合金だけではなく，展延性の悪い化合物相が晶出し易く
難加工材として知られているNi−Be−Al,Cu−Ni−Mn,Cu
−Ti系合金等に適用しても同様の効果を奏するものであ
る。
合金だけではなく，展延性の悪い化合物相が晶出し易く
難加工材として知られているNi−Be−Al,Cu−Ni−Mn,Cu
−Ti系合金等に適用しても同様の効果を奏するものであ
る。
以上のように，この発明によれば,12重量％を越え20重
量％以下のSnと0.01〜0.5重量％のＰを含有し，残部Cu
からなる溶湯金属を,102℃/sec以上105℃/sec未満の冷
却速度で急冷凝固させて製造することにより，組織の冷
間加工性が著しく改善され，バネ材，例えばスイツチ，
リレー関係の繰返し応力が負荷される用途に適した安定
供給を受けられ安価で，耐疲労性に優れた高強度銅合金
が得られる効果がある。
量％以下のSnと0.01〜0.5重量％のＰを含有し，残部Cu
からなる溶湯金属を,102℃/sec以上105℃/sec未満の冷
却速度で急冷凝固させて製造することにより，組織の冷
間加工性が著しく改善され，バネ材，例えばスイツチ，
リレー関係の繰返し応力が負荷される用途に適した安定
供給を受けられ安価で，耐疲労性に優れた高強度銅合金
が得られる効果がある。
Claims (3)
- 【請求項１】12重量％を越え20重量％以下のSnと0.01〜
0.5重量％のＰを含有し，残部Cuからなる溶湯金属を,10
2℃/sec以上105℃/sec未満の冷却速度で急冷凝固させて
製造する高強度銅合金の製造方法。 - 【請求項２】溶湯金属が12.4〜20重量％のSnを含有して
いる特許請求の範囲第１項記載の高強度銅合金の製造方
法。 - 【請求項３】溶湯金属がNi,Zn,Fe,Ti,B,Co,MnおよびZr
を少くとも一種以上あわせて0.01〜1.0重量％含有して
いる特許請求の範囲第１項または第２項記載の高強度銅
合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62067665A JPH07113143B2 (ja) | 1987-03-20 | 1987-03-20 | 高強度銅合金の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62067665A JPH07113143B2 (ja) | 1987-03-20 | 1987-03-20 | 高強度銅合金の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63235455A JPS63235455A (ja) | 1988-09-30 |
| JPH07113143B2 true JPH07113143B2 (ja) | 1995-12-06 |
Family
ID=13351524
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62067665A Expired - Lifetime JPH07113143B2 (ja) | 1987-03-20 | 1987-03-20 | 高強度銅合金の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07113143B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20220090355A (ko) * | 2020-12-21 | 2022-06-29 | 한국재료연구원 | 열간압연이 가능한 구리-주석 합금 및 이의 제조방법 |
Families Citing this family (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6346215B1 (en) | 1997-12-19 | 2002-02-12 | Wieland-Werke Ag | Copper-tin alloys and uses thereof |
| DE19928330C2 (de) * | 1999-06-21 | 2003-01-16 | Wieland Werke Ag | Verwendung einer zinnreichen Kupfer-Zinn-Eisen-Knetlegierung |
| DE19756815C2 (de) * | 1997-12-19 | 2003-01-09 | Wieland Werke Ag | Kupfer-Knetlegierung, Verfahren zur Herstellung eines Halbzeuges daraus und deren Verwendung |
| JP5116976B2 (ja) * | 2006-02-10 | 2013-01-09 | 三菱伸銅株式会社 | 半融合金鋳造用原料黄銅合金 |
| JP2007211325A (ja) * | 2006-02-13 | 2007-08-23 | Sanbo Copper Alloy Co Ltd | 半融合金鋳造用原料アルミニウム青銅合金 |
| JP2007211324A (ja) * | 2006-02-13 | 2007-08-23 | Sanbo Copper Alloy Co Ltd | 半融合金鋳造用原料りん青銅合金 |
| JP5156316B2 (ja) * | 2007-09-26 | 2013-03-06 | Ｄｏｗａメタルテック株式会社 | Ｃｕ−Ｓｎ−Ｐ系銅合金板材およびその製造法並びにコネクタ |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61143524A (ja) * | 1984-12-14 | 1986-07-01 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 薄板状鋳片の製造方法 |
-
1987
- 1987-03-20 JP JP62067665A patent/JPH07113143B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61143524A (ja) * | 1984-12-14 | 1986-07-01 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 薄板状鋳片の製造方法 |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20220090355A (ko) * | 2020-12-21 | 2022-06-29 | 한국재료연구원 | 열간압연이 가능한 구리-주석 합금 및 이의 제조방법 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS63235455A (ja) | 1988-09-30 |
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