JPH06248375A - 高強度高導電銅合金 - Google Patents
高強度高導電銅合金Info
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- JPH06248375A JPH06248375A JP30974892A JP30974892A JPH06248375A JP H06248375 A JPH06248375 A JP H06248375A JP 30974892 A JP30974892 A JP 30974892A JP 30974892 A JP30974892 A JP 30974892A JP H06248375 A JPH06248375 A JP H06248375A
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Landscapes
- Conductive Materials (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】Ｔｉ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｆｅ，ＮｉおよびＣｕから
なる組成を特定することにより、高強度で高導電性を有
するバネ用銅合金を開発する。 【構成】Ｔｉ２．０〜５．０ｗｔ％、Ｃｒ０．０１〜
０．６ｗｔ％、Ｚｒ０．０１〜０．２ｗｔ％、Ｆｅ０．
０１〜０．３ｗｔ％、Ｎｉ０．０１〜０．３ｗｔ％を含
有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなるバネ用銅
合金である。 【効果】Ｃｕ−Ｔｉ合金系に、Ｃｒ，Ｚｒを添加するこ
とで主に強度の改善を図り、Ｆｅ，Ｎｉを添加すること
で主に導電性の改善を図った。この銅合金は熱間圧延、
冷間圧延、溶体化処理を行い、再び冷間圧延し、３５０
〜５００℃で時効処理を行なうことで、伸びや加工性を
損なうことなく、強度と導電性に優れた特性を得ること
ができる。
なる組成を特定することにより、高強度で高導電性を有
するバネ用銅合金を開発する。 【構成】Ｔｉ２．０〜５．０ｗｔ％、Ｃｒ０．０１〜
０．６ｗｔ％、Ｚｒ０．０１〜０．２ｗｔ％、Ｆｅ０．
０１〜０．３ｗｔ％、Ｎｉ０．０１〜０．３ｗｔ％を含
有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなるバネ用銅
合金である。 【効果】Ｃｕ−Ｔｉ合金系に、Ｃｒ，Ｚｒを添加するこ
とで主に強度の改善を図り、Ｆｅ，Ｎｉを添加すること
で主に導電性の改善を図った。この銅合金は熱間圧延、
冷間圧延、溶体化処理を行い、再び冷間圧延し、３５０
〜５００℃で時効処理を行なうことで、伸びや加工性を
損なうことなく、強度と導電性に優れた特性を得ること
ができる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、高強度高導電銅合金に
関する。本発明の用途として、例えば、コネクター、リ
レー、スイッチ等の導電性バネ材料の用途に適したもの
である。
関する。本発明の用途として、例えば、コネクター、リ
レー、スイッチ等の導電性バネ材料の用途に適したもの
である。
【０００２】
【従来技術および問題点】従来、コネクター、リレー、
スイッチ等の導電性バネ材料には、リン青銅、洋白、チ
タン銅、ベリリウム銅等の銅合金が使用されている。ベ
リリウム銅は、強度と導電性に対して優れた特性を有し
ているが、ベリリウムに強い有毒性があり、特殊な製造
設備を必要とすることから、価格が高価であるという欠
点を有している。また、バネ材料の重要な特性である応
力緩和特性に優れた材料として、チタン銅と称するＣｕ
−Ｔｉ合金があり、特に導電性バネ材料には、Ｔｉを
２．０〜５．０％含有するＣｕ−Ｔｉ合金が使用されて
いる。Ｃｕ−Ｔｉ合金は、著しい時効硬化性があり、ベ
リリウム銅に匹敵する強度を有しているが、導電性がや
や低い欠点を有している。また、強度を高めるためにＴ
ｉの含有量を高めると、導電性が低下する問題が生じ
る。近年は電子機器の小型化、軽量化に伴い、電子部品
の小型化、薄肉化の要求がいっそう強くなっている。こ
のため、導電性バネ材料についても、強度や導電性等の
特性を改善する必要が迫られている。ところが、Ｃｕ−
Ｔｉ合金のような時効硬化性を有する合金では、導電性
を高めるために高温長時間の時効処理を行うと、過時効
となって強度が低下する問題が生じる。
スイッチ等の導電性バネ材料には、リン青銅、洋白、チ
タン銅、ベリリウム銅等の銅合金が使用されている。ベ
リリウム銅は、強度と導電性に対して優れた特性を有し
ているが、ベリリウムに強い有毒性があり、特殊な製造
設備を必要とすることから、価格が高価であるという欠
点を有している。また、バネ材料の重要な特性である応
力緩和特性に優れた材料として、チタン銅と称するＣｕ
−Ｔｉ合金があり、特に導電性バネ材料には、Ｔｉを
２．０〜５．０％含有するＣｕ−Ｔｉ合金が使用されて
いる。Ｃｕ−Ｔｉ合金は、著しい時効硬化性があり、ベ
リリウム銅に匹敵する強度を有しているが、導電性がや
や低い欠点を有している。また、強度を高めるためにＴ
ｉの含有量を高めると、導電性が低下する問題が生じ
る。近年は電子機器の小型化、軽量化に伴い、電子部品
の小型化、薄肉化の要求がいっそう強くなっている。こ
のため、導電性バネ材料についても、強度や導電性等の
特性を改善する必要が迫られている。ところが、Ｃｕ−
Ｔｉ合金のような時効硬化性を有する合金では、導電性
を高めるために高温長時間の時効処理を行うと、過時効
となって強度が低下する問題が生じる。
【０００３】
【問題点を解決する手法】これらの問題を解決するため
に、Ｃｕ−Ｔｉ合金の特性を改善する検討を行ったとこ
ろ、Ｃｕ−Ｔｉ合金よりもさらに高強度かつ高導電性を
有する合金を開発することができた。Ｃｕ−Ｔｉ合金に
適量のＣｒとＺｒを添加することにより、導電性や加工
性等の特性を低下させることなく、強度の向上ができ
た。Ｃｕ−Ｔｉ合金に適量のＦｅとＮｉを添加すること
により、強度を低下させることなく、導電性を向上させ
ることができた。即ち、本発明は、Ｔｉ ２．０〜５．
０ｗｔ％、Ｃｒ ０．０１〜０．６ｗｔ％、Ｚｒ ０．
０１〜０．２ｗｔ％、Ｆｅ ０．０１〜０．３ｗｔ％、
Ｎｉ ０．０１〜０．３ｗｔ％を含有し、残部がＣｕ及
び不可避的不純物からなることを特徴とする高強度高導
電銅合金である。
に、Ｃｕ−Ｔｉ合金の特性を改善する検討を行ったとこ
ろ、Ｃｕ−Ｔｉ合金よりもさらに高強度かつ高導電性を
有する合金を開発することができた。Ｃｕ−Ｔｉ合金に
適量のＣｒとＺｒを添加することにより、導電性や加工
性等の特性を低下させることなく、強度の向上ができ
た。Ｃｕ−Ｔｉ合金に適量のＦｅとＮｉを添加すること
により、強度を低下させることなく、導電性を向上させ
ることができた。即ち、本発明は、Ｔｉ ２．０〜５．
０ｗｔ％、Ｃｒ ０．０１〜０．６ｗｔ％、Ｚｒ ０．
０１〜０．２ｗｔ％、Ｆｅ ０．０１〜０．３ｗｔ％、
Ｎｉ ０．０１〜０．３ｗｔ％を含有し、残部がＣｕ及
び不可避的不純物からなることを特徴とする高強度高導
電銅合金である。
【０００４】
【発明の具体的説明】Ｔｉを２．０〜５．０ｗｔ％含む
Ｃｕ−Ｔｉ合金は、溶体化処理後に急冷し、時効処理を
行うことで、母相と整合した微細な析出物が生成して、
著しい時効硬化性をもたらし、強度やバネ性に優れる時
効析出硬化型の銅合金である。本発明は、Ｃｕ−Ｔｉ合
金系の強度と導電性をさらに改善した、高強度かつ高導
電性を有する時効析出硬化型の銅合金である。一般に、
時効析出硬化型の合金では、溶体化処理を高温、あるい
は長時間の条件で行うと結晶粒が粗大化し、強度の低下
や、加工性の悪化が生じる。逆に、溶体化処理の温度が
低く過ぎたり、処理時間が短か過ぎると十分な溶体化処
理ができない。また、時効処理を高温で行う、あるいは
時効処理を長時間行うと導電率は向上するが、過時効に
なると、強度が低下する。このため、目的とする合金系
の特性に合わせて、溶体化処理と時効処理の条件を適正
にする必要があるが、この条件は合金の組成によってほ
ぼ決定され、自由にコントロールすることはできない。
Ｃｕ−Ｔｉ合金は、溶体化処理後に急冷し、時効処理を
行うことで、母相と整合した微細な析出物が生成して、
著しい時効硬化性をもたらし、強度やバネ性に優れる時
効析出硬化型の銅合金である。本発明は、Ｃｕ−Ｔｉ合
金系の強度と導電性をさらに改善した、高強度かつ高導
電性を有する時効析出硬化型の銅合金である。一般に、
時効析出硬化型の合金では、溶体化処理を高温、あるい
は長時間の条件で行うと結晶粒が粗大化し、強度の低下
や、加工性の悪化が生じる。逆に、溶体化処理の温度が
低く過ぎたり、処理時間が短か過ぎると十分な溶体化処
理ができない。また、時効処理を高温で行う、あるいは
時効処理を長時間行うと導電率は向上するが、過時効に
なると、強度が低下する。このため、目的とする合金系
の特性に合わせて、溶体化処理と時効処理の条件を適正
にする必要があるが、この条件は合金の組成によってほ
ぼ決定され、自由にコントロールすることはできない。
【０００５】Ｃｕ−Ｃｒ合金およびＣｕ−Ｚｒ合金は、
Ｃｕ−Ｔｉ合金と同様に、時効析出硬化型合金である。
Ｃｕ−Ｔｉ合金にＣｒとＺｒを添加すると、ＣｒとＺｒ
による時効析出硬化も生じて、Ｃｕ−Ｔｉ合金に比較し
て強度が向上する。また、Ｃｕ−Ｔｉ合金に適量のＣｒ
を添加すると、溶体化処理時に結晶粒の粗大化を抑制す
る効果がある。さらに、Ｃｕ−Ｔｉ合金に適量のＺｒを
添加すると、時効処理時の粒界型析出を抑制し、過時効
による軟化を抑制する効果がある。Ｃｕ−Ｔｉ合金に適
量のＦｅとＮｉを添加すると、Ｃｕ−Ｔｉ合金よりも、
高温長時間の時効処理が可能になり、強度を低下させる
ことなく、導電性を向上させることができる。これは、
ＦｅあるいはＮｉを含む化合物が時効析出するまでに要
する時効処理条件が、Ｃｕ−Ｔｉ合金の場合よりも高温
長時間であるため、Ｃｕ−Ｔｉ合金では過時効となって
軟化する条件で、再び時効析出による硬化が生じるため
である。また、ＦｅとＮｉを同時に添加することによっ
て、その析出に要する時間の違いから、過時効による強
度低下を防止する効果が顕著になる。
Ｃｕ−Ｔｉ合金と同様に、時効析出硬化型合金である。
Ｃｕ−Ｔｉ合金にＣｒとＺｒを添加すると、ＣｒとＺｒ
による時効析出硬化も生じて、Ｃｕ−Ｔｉ合金に比較し
て強度が向上する。また、Ｃｕ−Ｔｉ合金に適量のＣｒ
を添加すると、溶体化処理時に結晶粒の粗大化を抑制す
る効果がある。さらに、Ｃｕ−Ｔｉ合金に適量のＺｒを
添加すると、時効処理時の粒界型析出を抑制し、過時効
による軟化を抑制する効果がある。Ｃｕ−Ｔｉ合金に適
量のＦｅとＮｉを添加すると、Ｃｕ−Ｔｉ合金よりも、
高温長時間の時効処理が可能になり、強度を低下させる
ことなく、導電性を向上させることができる。これは、
ＦｅあるいはＮｉを含む化合物が時効析出するまでに要
する時効処理条件が、Ｃｕ−Ｔｉ合金の場合よりも高温
長時間であるため、Ｃｕ−Ｔｉ合金では過時効となって
軟化する条件で、再び時効析出による硬化が生じるため
である。また、ＦｅとＮｉを同時に添加することによっ
て、その析出に要する時間の違いから、過時効による強
度低下を防止する効果が顕著になる。
【０００６】次に、本発明の合金系の組成範囲について
説明する。本発明において、Ｔｉの含有量を２．０〜
５．０ｗｔ％とした理由は、Ｔｉの含有量が２．０ｗｔ
％未満では、十分な時効析出硬化が生じないため、バネ
材料に必要な強度が得られないためである。また、Ｔｉ
の含有量が５．０ｗｔ％を越えると、加工性と導電性が
著しく悪化するためである。Ｃｒの含有量を０．０１〜
０．６ｗｔ％、またＺｒの含有量を０．０１〜０．２ｗ
ｔ％とした理由は、ＣｒあるいはＺｒの含有量が各々
０．０１％未満では、粒界型析出の抑制効果や、結晶粒
を微細化する効果が得られず、強度を向上することがで
きないためである。Ｃｒの含有量が０．６ｗｔ％を越え
ると、あるいはＺｒの含有量が０．２ｗｔ％を越える
と、ＣｒあるいはＺｒが銅中に固溶できる限界量を越え
るため、溶体化処理を行った後に、ＣｒやＺｒあるいは
Ｃｒ、Ｚｒを含む化合物が、既に析出しており、この析
出物は時効析出硬化に寄与しないだけでなく、伸びの低
下や、加工性を悪化させるためである。ＦｅおよびＮｉ
の含有量をそれぞれ０．０１〜０．３ｗｔ％とした理由
は、ＦｅあるいはＮｉの含有量が各々０．０１％未満で
は、ＦｅあるいはＮｉを含む化合物による時効析出効果
が得られず、強度を低下させることなく、導電性を向上
させることができないためである。ＦｅあるいはＮｉの
含有量が０．３ｗｔ％を越えると、溶解鋳造時にＴｉと
化合し、ＴｉとＦｅあるいはＮｉを含む化合物が析出
し、この析出物は均質化焼鈍や溶体化処理で溶体化がで
きないので、時効析出硬化に寄与しないだけでなく、溶
体化するＴｉの量を減少させ、強度の低下をもたらすた
めである。また、この析出物は、室温では母相に比べて
固いため、伸びを低下させたり、冷間加工性を悪化さ
せ、割れの原因となるので、ＦｅあるいはＮｉの含有量
は０．３ｗｔ％を越えてはならない。使用する原材料
は、純金族あるいは母合金を用いるが、不純物元素が少
ないことが望ましい。本発明の合金中には、ＴｉやＺｒ
のような活性金属を含むので、酸素等のガス成分が少な
い原材料を用いることが望ましい。
説明する。本発明において、Ｔｉの含有量を２．０〜
５．０ｗｔ％とした理由は、Ｔｉの含有量が２．０ｗｔ
％未満では、十分な時効析出硬化が生じないため、バネ
材料に必要な強度が得られないためである。また、Ｔｉ
の含有量が５．０ｗｔ％を越えると、加工性と導電性が
著しく悪化するためである。Ｃｒの含有量を０．０１〜
０．６ｗｔ％、またＺｒの含有量を０．０１〜０．２ｗ
ｔ％とした理由は、ＣｒあるいはＺｒの含有量が各々
０．０１％未満では、粒界型析出の抑制効果や、結晶粒
を微細化する効果が得られず、強度を向上することがで
きないためである。Ｃｒの含有量が０．６ｗｔ％を越え
ると、あるいはＺｒの含有量が０．２ｗｔ％を越える
と、ＣｒあるいはＺｒが銅中に固溶できる限界量を越え
るため、溶体化処理を行った後に、ＣｒやＺｒあるいは
Ｃｒ、Ｚｒを含む化合物が、既に析出しており、この析
出物は時効析出硬化に寄与しないだけでなく、伸びの低
下や、加工性を悪化させるためである。ＦｅおよびＮｉ
の含有量をそれぞれ０．０１〜０．３ｗｔ％とした理由
は、ＦｅあるいはＮｉの含有量が各々０．０１％未満で
は、ＦｅあるいはＮｉを含む化合物による時効析出効果
が得られず、強度を低下させることなく、導電性を向上
させることができないためである。ＦｅあるいはＮｉの
含有量が０．３ｗｔ％を越えると、溶解鋳造時にＴｉと
化合し、ＴｉとＦｅあるいはＮｉを含む化合物が析出
し、この析出物は均質化焼鈍や溶体化処理で溶体化がで
きないので、時効析出硬化に寄与しないだけでなく、溶
体化するＴｉの量を減少させ、強度の低下をもたらすた
めである。また、この析出物は、室温では母相に比べて
固いため、伸びを低下させたり、冷間加工性を悪化さ
せ、割れの原因となるので、ＦｅあるいはＮｉの含有量
は０．３ｗｔ％を越えてはならない。使用する原材料
は、純金族あるいは母合金を用いるが、不純物元素が少
ないことが望ましい。本発明の合金中には、ＴｉやＺｒ
のような活性金属を含むので、酸素等のガス成分が少な
い原材料を用いることが望ましい。
【０００７】次に、熱処理の条件について説明する。本
発明の合金成分中に、特に酸素と化合しやすい、Ｔｉや
Ｚｒのような活性金属を含むので、合金の作成は、真空
中あるいは不活性ガス中で溶解する。合金を溶解し、金
型に鋳造して得られたインゴットは、凝固時の偏析が生
じるので、８００〜９５０℃の温度に保持して、均質化
焼鈍を行ったのち、熱間圧延を行う。均質化焼鈍の温度
が８００℃未満では、温度が低過ぎて、十分に均質化で
きない。溶体化処理は、８００〜９５０℃の温度に保持
して単相化した後、水中に入れて冷却する等の方法で、
急冷して、過飽和固溶体とする。溶体化処理の温度が８
００℃未満では、温度が低過ぎて、合金元素を十分に固
溶させることができず、単相化できない場合がある。固
溶できなかった合金元素は析出物となり、伸びの低下や
加工性を悪化させる原因となる。また、溶体化処理の温
度が９５０℃を越えると、結晶粒が粗大化するため、強
度が低下し、加工性が悪くなる。時効処理は、溶体化処
理で得られた過飽和固溶体を、冷間圧延した後、３５０
〜５００℃の温度に保持して行う。時効処理を行うと、
徐々に強度と導電率が高くなっていくが、必要以上に長
時間の時効処理を行うと過時効となって、強度が低下す
るので、適切な条件を選ばなければならない。組成によ
って、適切な時効処理の温度と時間は異なるので、組成
ごとに適切な条件を見出す試験を行う。時効処理の温度
が５００℃を越えると、合金元素が銅中に固溶する溶解
度が大きくなり、強度や導電率が低下する。また、時効
処理の温度が３５０℃未満では、時効処理は可能ではあ
るが、極めて長時間の処理が必要になるので、生産性が
悪くなり、工業的に意味がない。
発明の合金成分中に、特に酸素と化合しやすい、Ｔｉや
Ｚｒのような活性金属を含むので、合金の作成は、真空
中あるいは不活性ガス中で溶解する。合金を溶解し、金
型に鋳造して得られたインゴットは、凝固時の偏析が生
じるので、８００〜９５０℃の温度に保持して、均質化
焼鈍を行ったのち、熱間圧延を行う。均質化焼鈍の温度
が８００℃未満では、温度が低過ぎて、十分に均質化で
きない。溶体化処理は、８００〜９５０℃の温度に保持
して単相化した後、水中に入れて冷却する等の方法で、
急冷して、過飽和固溶体とする。溶体化処理の温度が８
００℃未満では、温度が低過ぎて、合金元素を十分に固
溶させることができず、単相化できない場合がある。固
溶できなかった合金元素は析出物となり、伸びの低下や
加工性を悪化させる原因となる。また、溶体化処理の温
度が９５０℃を越えると、結晶粒が粗大化するため、強
度が低下し、加工性が悪くなる。時効処理は、溶体化処
理で得られた過飽和固溶体を、冷間圧延した後、３５０
〜５００℃の温度に保持して行う。時効処理を行うと、
徐々に強度と導電率が高くなっていくが、必要以上に長
時間の時効処理を行うと過時効となって、強度が低下す
るので、適切な条件を選ばなければならない。組成によ
って、適切な時効処理の温度と時間は異なるので、組成
ごとに適切な条件を見出す試験を行う。時効処理の温度
が５００℃を越えると、合金元素が銅中に固溶する溶解
度が大きくなり、強度や導電率が低下する。また、時効
処理の温度が３５０℃未満では、時効処理は可能ではあ
るが、極めて長時間の処理が必要になるので、生産性が
悪くなり、工業的に意味がない。
【０００８】以下、本発明の実施例について説明する。
【実施例】本発明の合金組成を配合し、高周波真空溶解
炉を用いて、黒鉛坩堝中で真空溶解後、金型に鋳造し、
３０mm×８０mm×１５０mmのインゴットにした。その化
学成分組成を第１表に示す。インゴットを面削後、９０
０℃に加熱して均質化焼鈍後、熱間圧延を行って、幅８
０mm、厚さ７mmの板材とし、面削して表面のスケール等
の欠陥を除去した。これを厚さ１．５mmまで冷間圧延
し、８５０℃で溶体化処理後、水中で急冷した。続いて
厚さ０．６mmまで冷間圧延し、再び８５０℃で溶体化処
理後、水中で急冷した。これを最終加工度５０％で冷間
圧延し、０．３mmの板に仕上げ、３５０〜５００℃の範
囲内の温度で、時効硬化が最大となるような条件で、真
空中で時効処理を行った。その時効処理条件を、第２表
に示す。このようにして得られた板材について、引張強
度、伸び、ビッカース硬度、導電率を測定した。その時
効処理条件と特性を測定した結果を、第２表に示す。第
２表に示す加工性は、冷間圧延中にサイドに割れが発生
したものを×で示し、サイドに割れが発生しなかったも
のを○で示す。また同様の方法で行った比較の例の結果
を、表１と表２に合わせて示す。
炉を用いて、黒鉛坩堝中で真空溶解後、金型に鋳造し、
３０mm×８０mm×１５０mmのインゴットにした。その化
学成分組成を第１表に示す。インゴットを面削後、９０
０℃に加熱して均質化焼鈍後、熱間圧延を行って、幅８
０mm、厚さ７mmの板材とし、面削して表面のスケール等
の欠陥を除去した。これを厚さ１．５mmまで冷間圧延
し、８５０℃で溶体化処理後、水中で急冷した。続いて
厚さ０．６mmまで冷間圧延し、再び８５０℃で溶体化処
理後、水中で急冷した。これを最終加工度５０％で冷間
圧延し、０．３mmの板に仕上げ、３５０〜５００℃の範
囲内の温度で、時効硬化が最大となるような条件で、真
空中で時効処理を行った。その時効処理条件を、第２表
に示す。このようにして得られた板材について、引張強
度、伸び、ビッカース硬度、導電率を測定した。その時
効処理条件と特性を測定した結果を、第２表に示す。第
２表に示す加工性は、冷間圧延中にサイドに割れが発生
したものを×で示し、サイドに割れが発生しなかったも
のを○で示す。また同様の方法で行った比較の例の結果
を、表１と表２に合わせて示す。
【表１】
【表２】
【０００９】表１および表２から明らかなように、本発
明の合金組成では、時効硬化が最大となるような条件で
は、引張強度が１００kg/mm2以上であり、かつ導電率が
１３％ＩＡＣＳ以上であり、比較合金組成の場合に比べ
て、高強度と高導電性を有することが明らかである。ま
た、高強度であるにもかかわらず、伸びが１１．７％以
上と大きい。合金番号７および８のように、Ｆｅおよび
Ｎｉを含まない合金では、導電率が１０〜１１％ＩＡＣ
Ｓと低く、時効硬化が最大となるような条件では、導電
性が悪いことがわかる。また合金番号９および１０のよ
うに、ＦｅまたはＮｉのいずれかを含まない場合は、本
発明合金に比べて、過時効による強度低下を抑制する効
果が小さく、ＦｅおよびＮｉの相乗効果によって高強度
を保つことが可能になる。
明の合金組成では、時効硬化が最大となるような条件で
は、引張強度が１００kg/mm2以上であり、かつ導電率が
１３％ＩＡＣＳ以上であり、比較合金組成の場合に比べ
て、高強度と高導電性を有することが明らかである。ま
た、高強度であるにもかかわらず、伸びが１１．７％以
上と大きい。合金番号７および８のように、Ｆｅおよび
Ｎｉを含まない合金では、導電率が１０〜１１％ＩＡＣ
Ｓと低く、時効硬化が最大となるような条件では、導電
性が悪いことがわかる。また合金番号９および１０のよ
うに、ＦｅまたはＮｉのいずれかを含まない場合は、本
発明合金に比べて、過時効による強度低下を抑制する効
果が小さく、ＦｅおよびＮｉの相乗効果によって高強度
を保つことが可能になる。
【００１０】合金番号３の本発明合金と、合金番号１１
の比較合金を比較すると、合金番号１１では、Ｃｒの含
有量が０．０１ｗｔ％未満であるため、引張強度が６kg
/mm2ほど低い。また、合金番号１４のように、Ｔｉの含
有量が２．０ｗｔ％未満であると、引張強度が著しく低
下し、バネ材料の用途に適さなくなることが明らかであ
る。本発明の合金組成では、いずれも伸びが１１．７％
以上であるが、合金番号９，１０，１２，１３のよう
に、ＦｅあるいはＮｉの組成が０．３ｗｔ％を越える
と、伸びが５．７％以下に低下する。これは、Ｆｅある
いはＮｉの含有量が０．３ｗｔ％を越えると、ＴｉとＦ
ｅあるいはＮｉを含む化合物が析出するためである。本
発明の合金組成では、冷間圧延中に割れは発生しなかっ
た。合金番号１０および１３から明らかなように、Ｆｅ
あるいはＮｉの組成が０．３ｗｔ％を越えると、冷間圧
延中にサイドに割れが発生し、加工性が悪くなることが
わかる。
の比較合金を比較すると、合金番号１１では、Ｃｒの含
有量が０．０１ｗｔ％未満であるため、引張強度が６kg
/mm2ほど低い。また、合金番号１４のように、Ｔｉの含
有量が２．０ｗｔ％未満であると、引張強度が著しく低
下し、バネ材料の用途に適さなくなることが明らかであ
る。本発明の合金組成では、いずれも伸びが１１．７％
以上であるが、合金番号９，１０，１２，１３のよう
に、ＦｅあるいはＮｉの組成が０．３ｗｔ％を越える
と、伸びが５．７％以下に低下する。これは、Ｆｅある
いはＮｉの含有量が０．３ｗｔ％を越えると、ＴｉとＦ
ｅあるいはＮｉを含む化合物が析出するためである。本
発明の合金組成では、冷間圧延中に割れは発生しなかっ
た。合金番号１０および１３から明らかなように、Ｆｅ
あるいはＮｉの組成が０．３ｗｔ％を越えると、冷間圧
延中にサイドに割れが発生し、加工性が悪くなることが
わかる。
【００１１】
【発明の効果】本発明によって、伸びや加工性を損なう
ことなく、強度と導電性に優れた特性を持つ、導電性バ
ネ材料に適した高強度高導電銅合金を得ることができ
る。
ことなく、強度と導電性に優れた特性を持つ、導電性バ
ネ材料に適した高強度高導電銅合金を得ることができ
る。
Claims (1)
- 【請求項１】 Ｔｉ ２．０〜５．０ｗｔ％、Ｃｒ
０．０１〜０．６ｗｔ％、Ｚｒ ０．０１〜０．２ｗｔ
％、Ｆｅ ０．０１〜０．３ｗｔ％、Ｎｉ ０．０１〜
０．３ｗｔ％を含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物
からなることを特徴とする高強度高導電銅合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP30974892A JPH06248375A (ja) | 1992-10-26 | 1992-10-26 | 高強度高導電銅合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP30974892A JPH06248375A (ja) | 1992-10-26 | 1992-10-26 | 高強度高導電銅合金 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06248375A true JPH06248375A (ja) | 1994-09-06 |
Family
ID=17996825
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP30974892A Pending JPH06248375A (ja) | 1992-10-26 | 1992-10-26 | 高強度高導電銅合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06248375A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN100406597C (zh) * | 2005-03-14 | 2008-07-30 | 日矿金属株式会社 | 冲压加工性优异的钛铜 |
| KR100879210B1 (ko) * | 2004-06-22 | 2009-01-16 | 현대중공업 주식회사 | 고온 내마모성이 우수한 크롬동 콘택트 팁의 제조방법 |
| JP2014074193A (ja) * | 2012-10-02 | 2014-04-24 | Jx Nippon Mining & Metals Corp | チタン銅及びその製造方法 |
| JP2017020115A (ja) * | 2016-08-29 | 2017-01-26 | Ｊｘ金属株式会社 | チタン銅及びその製造方法 |
| CN112877553A (zh) * | 2021-01-12 | 2021-06-01 | 宁波金田铜业(集团)股份有限公司 | 一种铜钛合金棒线的制备方法 |
| CN115194102A (zh) * | 2022-05-27 | 2022-10-18 | 北京科技大学 | 一种Cu-Ti合金的非真空短流程制备加工方法 |
-
1992
- 1992-10-26 JP JP30974892A patent/JPH06248375A/ja active Pending
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100879210B1 (ko) * | 2004-06-22 | 2009-01-16 | 현대중공업 주식회사 | 고온 내마모성이 우수한 크롬동 콘택트 팁의 제조방법 |
| CN100406597C (zh) * | 2005-03-14 | 2008-07-30 | 日矿金属株式会社 | 冲压加工性优异的钛铜 |
| JP2014074193A (ja) * | 2012-10-02 | 2014-04-24 | Jx Nippon Mining & Metals Corp | チタン銅及びその製造方法 |
| JP2017020115A (ja) * | 2016-08-29 | 2017-01-26 | Ｊｘ金属株式会社 | チタン銅及びその製造方法 |
| CN112877553A (zh) * | 2021-01-12 | 2021-06-01 | 宁波金田铜业(集团)股份有限公司 | 一种铜钛合金棒线的制备方法 |
| CN115194102A (zh) * | 2022-05-27 | 2022-10-18 | 北京科技大学 | 一种Cu-Ti合金的非真空短流程制备加工方法 |
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