(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｎｉ、Ｓｉ、Ｔｉ、及びＣを含み、残部が不可避的不純物及び銅からなる銅合金材料の製造方法であって、
下記条件Ａ，Ｂのもとに、溶融された銅合金が鋳型に注湯されてから鋳型内で凝固完了するまでに要する鋳型内滞留時間を制御して溶解鋳造しＮｉ−Ｓｉ−Ｔｉ晶出物とＮｉ−Ｓｉ晶出物を生成させた後、熱間押し出し、水中焼入れ、冷間引抜きを行うとともに前記Ｎｉ―Ｓｉ晶出物をマトリックスに固溶させ、さらに時効熱処理を行うことで析出物を生成させ、
前記溶解鋳造後の銅合金において下記Ｃの組織的特徴を得るとともに下記Ｄ、Ｅの特性を得ることを特徴とする銅合金材料の製造方法。
Ａ：前記溶融された銅合金におけるＮｉ、Ｓｉ、Ｔｉの含有量が下式（１）を満たすこと
Ｂ：前記溶解鋳造では、銅合金材料中の化合物の融点以上の温度で鋳造され、その鋳型に注湯されたときの前記鋳型内滞留時間ｔが式（２）を満たすこと
Ｃ：前記溶解鋳造後の銅合金には、平均径１ミクロン以上の晶出物及び／又は析出物が１５００個／ｍｍ２以上存在すること
Ｄ：前記時効熱処理後の銅合金材料の引張強さが５００ＭＰａ以上であること
Ｅ：前記時効熱処理後の銅合金材料の導電率が２５％ＩＡＣＳ以上であること
＜式（１）＞
（ｉ）１．５≦{[Ni]-15/6×[Ti]}/{[Si]-7/6×[Ti]}≦２．５
（ii）[Ni]-15/6[Ti]＞１．５ａｔｍ％
（iii）[Ni]＜７．４ａｔｍ％
（iv）０．０５≦(Ti)≦２．０ｍａｓｓ％
［＊］…元素＊のａｔｍ％、（＊）：元素＊のｍａｓｓ％
＜式（２）＞
（ｉ）ｔ（秒）＜｛１５００／Ｎ｝（１／０．１９）
（ii）Ｎ＝α＋β×［Ｔｉ（ａｔｍ％）］＋１００００γ×［Ｃ（ａｔｍ％）］
（iii）α＝−３００、β＝４０００、γ＝１０
【請求項２】
前記溶融された銅合金にはＳｎを０．０５〜１．５ｍａｓｓ％含有することを特徴とする請求項１に記載の銅合金材料の製造方法。
【請求項３】
請求項１または２に記載の銅合金材料の製造方法で作製された銅合金材料が切削加工されて形成される銅合金部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、電子機器、精密機械、自動車等に使用される部品、特に切削加工により製造される部品と、これに使用する銅合金材料および銅合金部品に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
銅合金中の化合物（晶出物、析出物）のサイズ・数（密度）は、特に時効析出型合金において、その性能に大きな影響を与える。例えば特許文献１は、所定のサイズや数（密度）の晶出物及び／又は析出物を有する銅合金を用いることを提案する。この合金に対し切削加工を行うとその切削屑が分断されやすくなり、切削性が向上するとされる。また特許文献２では鋳造温度から凝固温度まで鋳型内での冷却速度を規定することで、化合物サイズを制御できるとしている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００３】
【特許文献１】特開２０１０−１０６３６３号公報
【特許文献２】特開平１０−２１９３７４号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
晶出物ないし析出物をなす化合物を構成する成分量を規定すれば銅合金中の化合物量がきまるので、サイズを制御できれば結果として個々の化合物の数（密度）も制御できる。これまでそういった化合物（晶出物、析出物）サイズの制御の方法がいくつか提案されている。特許文献１の内容も検討してみると、ＤＡＳ（デンドライトアームスペーシング）：ｄまたは鋳造時の冷却速度：Ｒを制御することにより晶出物サイズを決定できることを意味している。ｄおよびＲは下記式を満たす関係があり、どちらを制御しても同様の意味を成す。
ｄ（μ）＝ａ×Ｒ（℃／ｓｅｃ）−ｂ
（ａ，ｂは材質によって決まる定数。たとえば７％りん青銅の場合、ａ＝６８．３，ｂ＝０．３３）
【０００５】
しかし本発明者の確認によれば、特許文献１に記載されている方法では、溶融状態から冷却をしていくと化合物（Ｎｉ−Ｓｉ−Ｔｉ系晶出物、Ｔｉ−Ｃ系晶出物）が発生し、その後、銅など他の成分が凝固することがあることが分かってきた。これは、母相が溶融状態から固体へと変態し、固体のマトリックスが形成されることによるものと考えられる。
また特許文献２に記載の方法においては、鋳造温度が明確でないため、鋳型内に銅合金が注湯されてからどの程度の時間、溶融状態となっているかが不明である。そのため鋳型内で発生した化合物が成長、合体、凝集などで粗大化する可能性があり、（凝固した後の）銅合金材料中の化合物サイズを制御できない。
以上の従来技術に包含される課題に鑑み、本発明は、固体マトリックス形成（凝固）前に発生する化合物のサイズを制御し、切削性に優れた銅合金材料を提供することを目的とする。さらに本発明は前記銅合金材料を切削加工して得られる銅合金部品を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
本発明者らは鋭意検討した結果、特定の時効析出型銅合金を用い、溶融された銅合金が鋳型に注湯される時の温度、注湯されてから鋳型内で凝固完了するまでに要する時間である鋳型内滞留時間を規定することにより、所望の化合物サイズ、数密度を有し、切削性に優れ、さらに強度および導電性に優れる銅合金材料が得られることを見出し、この知見に基づき本発明をなすに至った。
【０００７】
すなわち上記課題は以下の手段により解決された。
（１）Ｎｉ、Ｓｉ、Ｔｉ、及びＣを含み、残部が不可避的不純物及び銅からなる銅合金材料の製造方法であって、
下記条件Ａ，Ｂのもとに、溶融された銅合金が鋳型に注湯されてから鋳型内で凝固完了するまでに要する鋳型内滞留時間を制御して溶解鋳造しＮｉ−Ｓｉ−Ｔｉ晶出物とＮｉ−Ｓｉ晶出物を生成させた後、熱間押し出し、水中焼入れ、冷間引抜きを行うとともに前記Ｎｉ―Ｓｉ晶出物をマトリックスに固溶させ、さらに時効熱処理を行うことで析出物を生成させ、
前記溶解鋳造後の銅合金において下記Ｃの組織的特徴を得るとともに下記Ｄ、Ｅの特性を得ることを特徴とする銅合金材料の製造方法。
Ａ：前記溶融された銅合金におけるＮｉ、Ｓｉ、Ｔｉの含有量が下式（１）を満たすこと
Ｂ：前記溶解鋳造では、銅合金材料中の化合物の融点以上の温度で鋳造され、その鋳型に注湯されたときの前記鋳型内滞留時間ｔが式（２）を満たすこと
Ｃ：前記溶解鋳造後の銅合金には、平均径１ミクロン以上の晶出物及び／又は析出物が１５００個／ｍｍ２以上存在すること
Ｄ：前記時効熱処理後の銅合金材料の引張強さが５００ＭＰａ以上であること
Ｅ：前記時効熱処理後の銅合金材料の導電率が２５％ＩＡＣＳ以上であること
＜式（１）＞
（ｉ）１．５≦{[Ni]-15/6×[Ti]}/{[Si]-7/6×[Ti]}≦２．５
（ii）[Ni]-15/6[Ti]＞１．５ａｔｍ％
（iii）[Ni]＜７．４ａｔｍ％
（iv）０．０５≦(Ti)≦２．０ｍａｓｓ％
［＊］…元素＊のａｔｍ％、（＊）：元素＊のｍａｓｓ％
＜式（２）＞
（ｉ）ｔ（秒）＜｛１５００／Ｎ｝（１／０．１９）
（ii）Ｎ＝α＋β×［Ｔｉ（ａｔｍ％）］＋１００００γ×［Ｃ（ａｔｍ％）］
（iii）α＝−３００、β＝４０００、γ＝１０
（２）前記溶融された銅合金にはＳｎを０．０５〜１．５ｍａｓｓ％含有することを特徴とする（１）に記載の銅合金材料の製造方法。
（３）（１）または（２）に記載の銅合金材料の製造方法で作製された銅合金材料が切削加工されて形成される銅合金部品。
【発明の効果】
【０００８】
本発明の銅合金材料は、時効析出型銅合金は強度および導電性に優れ、切削性に優れる。また、本発明の銅合金材料は、切削加工により製造される電子機器等の部品用材料として好適に利用することができる。
【図面の簡単な説明】
【０００９】
【図１】は鋳型内滞留時間の定義を説明するためにその変化を模式的に示したグラフである。
【図２】は実施例及び比較例の結果をプロットしたグラフであり、図２Ａ及びＢは式＜１＞の関係を示し、図２Ｃは式＜３＞の関係を示し、図２Ｄは式＜２＞の関係を示す
【発明を実施するための最良の形態】
【００１０】
本発明の好ましい実施形態の析出硬化型銅合金においては、溶融状態から冷却しＮｉ−Ｓｉ−Ｔｉ晶出物を特定の状態で形成させる。このＮｉ−Ｓｉ−Ｔｉ晶出物により、切削加工を行った時に切削屑が細かく分断され易くなり切削性が向上する。さらに冷却していくと固体のマトリックスが形成されるとともにＮｉとＳｉの含有比を制御した場合にマトリックス中にＮｉ−Ｓｉ晶出物（Ｎｉ２Ｓｉ）が発生する。この晶出物は鋳造後の熱処理において一旦、マトリックスに固溶した後に析出して、析出強化によって銅合金の強度および導電性を向上させる。なお、このＮｉ−Ｓｉ析出物（Ｎｉ２Ｓｉ：析出強化のための析出物）は、切削性の向上にはあまり寄与しない。
ここで、晶出物とは銅合金の鋳造の際に溶融金属が凝固する過程で生じる化合物であり、析出物とは鋳造後の熱処理においてマトリックスが固体状態で生じる化合物である。本明細書では、これらの総称として、晶出物及び／又は析出物もしくは単に化合物ということがある。
【００１１】
晶出物を微細に分散させる方法として、別の化合物の周りに晶出物を形成させる方法がある。これは目的とする晶出物（本実施形態においては、Ｎｉ−Ｓｉ−Ｔｉ系晶出物）が形成される前に、溶湯内に別の化合物を投入あるいは形成させ、その化合物を核として晶出物を形成させる方法である。本実施形態において、別の化合物は目的とする晶出物より高融点である必要があり、具体的には炭化物、硫化物、硼化物、酸化物、窒化物などの非金属元素含有化合物が有効である。この非金属元素含有化合物は、本発明においてはＴｉ−Ｃ化合物である。このＴｉ−Ｃ化合物を形成させる方法としては、化合物を粉末などで溶湯内に直接投入する、炭素をそのまま添加する方法（例えば炭素の棒を浸漬する）などがある。Ｔｉ−Ｃ化合物が溶湯内に多く形成されると、それを核として晶出物は形成し、核の数が多ければ晶出物の数が増加して微細になる。
【００１２】
Ｔｉ−Ｃ化合物周辺に形成したＮｉ−Ｓｉ−Ｔｉ系晶出物は溶融状態であるマトリックス中を滞留するが、その間に凝集・合体などにより粗大化する。この粗大化はマトリックスの凝固が完了するまで進行し、その凝固に有した時間に比例して晶出物サイズが大きくなる。
【００１３】
［条件Ａ］  本発明においては、切削性に寄与するＮｉ−Ｓｉ−Ｔｉ系晶出物の構成元素であるＴｉの含有量は０．０５ｍａｓｓ％以上２．０ｍａｓｓ％以下含有させ（下記式（iv）参照）、０．１〜１．５ｍａｓｓ％であることがより好ましい。上記下限値以上であれば形成される晶出物の個数が多く、切削性が改善される。また上記上限値以下であると切削性向上の効果が飽和せず、導電率が低下しないため好ましい。
【００１４】
本発明において、Ｎｉの含有量は下記のように設定される。
（ｉ）１．５≦{[Ni]-15/6×[Ti]}/{[Si]-7/6×[Ti]}≦２．５
（ii）[Ni]-15/6[Ti]＞１．５ａｔｍ％
（iii）[Ni]＜７．４ａｔｍ％
（iv）０．０５ｍａｓｓ％≦(Ti)≦２．０ｍａｓｓ％
［＊］…元素＊のａｔｍ％、（＊）：元素＊のｍａｓｓ％
【００１５】
まず（ii）（iii）式についていうと、［Ｎｉ］−１５／６［Ｔｉ］＞１．５ａｔｍ％（原子％、後述の図２参照。）、かつ、［Ｎｉ］＜７．４ａｔｍ％（原子％）である。［Ｎｉ］−１５／６［Ｔｉ］なる量は、Ｎｉ−Ｓｉ−Ｔｉ系晶出物生成後にマトリックスに残存しているＮｉ量であり、この量が上記下限値を超えると、Ｎｉ−Ｓｉ析出物による析出硬化量が大きく強度が十分に確保される。Ｎｉ量が上記上限値を下回ると、熱処理時に粒界反応型析出が生じず、粗大な晶出物の量が多くなり過ぎず、強度が十分な高さで維持され好ましい。
【００１６】
式（ｉ）についていうと、後述の実施例ように実験的に導出したものであり、この範囲とすることで所望の効果が得られる。この技術的意義について推定を含めて説明すると、式（１）中の［Ｓｉ］−７／６［Ｔｉ］なる量は、Ｎｉ−Ｓｉ−Ｔｉ系晶出物（Ｎｉ15Ｓｉ7Ｔｉ6）生成後にマトリックスに残存しているＳｉ量であり、{［Ｎｉ］−１５／６［Ｔｉ］}/{［Ｓｉ］−７／６［Ｔｉ］}なる値は、その際のマトリックス中にある［Ｎｉ］、[Ｓｉ]比である。この［Ｎｉ］、[Ｓｉ]は鋳造中にＮｉ2Ｓｉとして晶出物を形成し、熱処理によって一旦固溶後に、析出し、強度および導電率の向上に寄与する。したがって{［Ｎｉ］−１５／６［Ｔｉ］}/{［Ｓｉ］−７／６［Ｔｉ］}なる値が、２に近い１．５〜２．５の範囲のとき、所望の強度、導電率がえられる。
【００１７】
なお、Ｓｉの含有量は上記条件に沿って定めればよいが、切削性に寄与するＮｉ−Ｓｉ−Ｔｉ系晶出物の原子比率が１５：７：６、強度および導電性に寄与するＮｉ−Ｓｉ系析出物の原子比率が２：１で最もその寄与が大きくなることが知られており、これを考慮してきめられることが好ましい。上記のような点を考慮し、具体的には、Ｓｉを０．３〜１．８ｍａｓｓ％で含有させることが好ましく、０．３５〜１．７ｍａｓｓ％で含有させることがより好ましい。
【００１８】
Ｓｎは任意の添加元素であり、マトリックスに固溶することによって強度を向上させる。その含有量を０．０５〜１．５ｍａｓｓ％に規定する理由は、０．０５ｍａｓｓ％未満ではその効果が十分に得られず、１．５ｍａｓｓ％を超えると導電率が低下するためである。
【００１９】
［条件Ｂ］
本発明においては、銅合金材料中の化合物の融点以上の温度で鋳造されており、その鋳型に注湯されたときの鋳型内滞留時間ｔが式（２）を満たすことが条件とされる。ここで、鋳型内滞留時間とは、溶融された銅合金が鋳型に注湯されてから鋳型内で凝固完了するまでに要する時間である。
＜式（２）＞
（ｉ）ｔ（秒）＜｛１５００／Ｎ｝（１／０．１９）
（ii）Ｎ＝α＋β×［Ｔｉ（ａｔｍ％）］＋１００００γ×［Ｃ（ａｔｍ％）］
（iii）α＝−３００、β＝４０００、γ＝１０
【００２０】
ここで式（２）の意味について説明する。式（２）についても、後記実施例で示したように実験的に導出した関係式である（図２Ｄを併せて参照）。その関係式と、合金材料ないしその組織的な挙動を考慮して考察すると、推定を含めて言えば、以下のような技術的意義を有するものと考えられる。すなわち、上述のとおり、溶湯が鋳型に供給され冷却されると、Ｔｉ−Ｃ系化合物の周辺にＮｉ−Ｓｉ−Ｔｉ系晶出物が生成する。式（ii）中のＮは、Ｎｉ−Ｓｉ−Ｔｉ系晶出物の生成直後における晶出物の数密度である。この数密度は、晶出物の生成サイトであるＴｉ−Ｃ系化合物量にともなって増加することから、Ｎなる値はＴｉ量、Ｃ量に比例すると考えられ、発明者が実験的に調査したところ、式（ii）、（iii）を導出した。また、上述のとおり、晶出物が生成後から鋳型内に滞留している間に晶出物同士の合体を減るため、晶出物の数密度は鋳型滞留時間にともなって減少していくが、鋳型内滞留時間がｔ秒であった鋳塊の数密度を実験的に求めたところ、Ｎ/ｔ＾0.19であった。この値によって切削性が影響を受け、切削性が良好となるためには1500個/mm2以上となる必要があり、式（ｉ）を導出した。
【００２１】
［条件Ｃ］
本発明においては、その合金材料に、平均径１ミクロン以上の晶出物及び／又は析出物が１５００個／ｍｍ２以上存在することが条件とされ、３００００個／ｍｍ２未満であることがより好ましい。上記上限値以下とすることにより、材料の強度低下を回避することができる。
［条件Ｄ］
本発明においては、その合金材料において、切削加工に適する所定形状に成形された後の引張強さが５００ＭＰａ以上であることが条件とされ、５５０〜１２００ＭＰａであることがより好ましい。上記下限値以上とすることにより、電気電子部品として好的に利用することができる。上記上限値を越えると材料が硬すぎて切削時の切削工具の磨耗を早める場合がある。
【００２２】
［条件Ｅ］
本発明においては、その合金材料の導電率が２５％ＩＡＣＳ以上であることが条件とされ、２７％ＩＡＣＳ以上であることがより好ましい。上記下限値以上とすることにより、電気電子部品として好適に利用することができる。なお、本発明において導電率は特に断らない限り、後記実施例で採用した測定方法により求めた値をいう。
【００２３】
その他、本発明の好ましい実施形態として考慮される事項として以下の点が挙げられる。
ＣはＴｉ−Ｃ化合物を形成してＮｉ−Ｓｉ−Ｔｉ系晶出物を細かく分散させる作用をもつ。Ｃ量が多いほど、Ｔｉ−Ｃ化合物が増加しＮｉ−Ｓｉ−Ｔｉ系晶出物が細かくなる。鋳造中の滞留時間によって必要なＣ量が決まる。この点について、上記式＜１＞を変形した下記式＜３＞を参照することができる（後述の図２Ｃを併せて参照）。
式＜３＞
10000[C(atm%)]  ＜  {1500*[t(秒)]-0.19 −α−β×[Ti(atm%)]}/γ
α＝−３００、β＝４０００、γ＝１０
たとえば、ｔ＝１秒ならば、
10000[C(atm%)]  ＜  180−400×[Ti(atm%)]
【００２４】
本発明の銅合金材料の一実施形態としてさらに説明すると、これを溶融状態で鋳型に注湯すると、固体マトリックスが形成される温度（液相線温度）直上まで冷却（急冷）され、Ｔｉ−Ｃ化合物とともにその周辺にＮｉ−Ｓｉ−Ｔｉ系晶出物が発生する。この時点においてのＮｉ−Ｓｉ−Ｔｉ系晶出物の分布（サイズ、数）は、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｃの量によってきまるが、マトリックスの温度が凝固完了するまでの時間（＝鋳型内滞留時間、図１参照）にも影響をうける。溶融状態のマトリックス中を滞留する間に晶出物の凝集・合体が進行し、粗大化（サイズが大きく、数は減少）するためである。粗大化が過度に進行すると、Ｎｉ−Ｓｉ−Ｔｉ系晶出物の切削性への寄与がなくなる（少なくなる）ので、発生するＮｉ−Ｓｉ−Ｔｉ系晶出物の分布に応じて許容される滞留時間がきまる（発生したＮｉ−Ｓｉ−Ｔｉ系晶出物数がすくない場合は速やかに凝固を完了させる必要がある。一方、Ｎｉ−Ｓｉ−Ｔｉ系晶出物数が多く、しかも微細な場合には凝固をすぐに完了させる必要がなくなる。）。凝固完了時間を制御する方法としては、製出する鋳塊のサイズを変化させることが簡便な方法１つである。なお、上記の説明により本発明が限定して解釈されるものではない。
【実施例】
【００２５】
以下に、本発明を実施例に基づき、さらに詳細に説明するが、本発明はそれらに限定されるものではない。
【００２６】
表１の合金成分で示される組成の合金を高周波溶解炉にて溶解し、鋳型内滞留時間を変化させて各ビレットを鋳造した。ここで鋳型の内寸は２５φ〜１５０φ×７５０ｍｍとし、ヒーター加熱および空冷、または水冷が可能な鋳型を用いて、鋳型内滞留時間を制御した。前記ビレットを９００℃で熱間押出して、直ちに水中焼入れを行い、丸棒を得た。次いで前記丸棒に対し冷間にて引抜きを行い、直径１０ｍｍの丸棒を製造し、さらに４５０℃で２時間時効熱処理を行った。
【００２７】
このようにして得られた各々の丸棒（合金材料）について、［１］引張強度、［２］導電率、［３］切削性を下記方法により調べた。各評価項目の測定方法は以下の通りである。
［１］引張強度
ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準じて３本測定しその平均値（ＭＰａ）を示した。
［２］導電率
四端子法を用いて、２０℃（±１℃）に管理された恒温槽中で、各試料について２本ずつ測定し、その平均値（％ＩＡＣＳ）を示した。
［１］で調査した引っ張り強度が５００ＭＰａ以上、かつ［２］で調査した導電率が２５％ＩＡＣＳ以上ならば性能評価を○、それ以外ならば×とした。
［３］切削性
汎用旋盤を用いて切削実験を行い、切削屑の形態を観察した。切削屑が長さ１０ｍｍ以下に分断されるものは良、切削屑が分断されるがその長さが１０ｍｍを超えて２０ｍｍ以下のものは可、切削屑が分断されるがその長さが２０ｍｍを超えるもの（切削屑が分断されないものを含む）は不可とした。実用上問題が生じないのは良および可である。なお切削条件は、切削速度を３０ｍ／分、送り速度を１回転あたり０．１ｍｍ、切り込み代を０．２ｍｍ、とした。バイトは超硬製のものを用い、切削油は不使用とした。
【００２８】
結果を表１、２に示す。表１−１〜１−４は本発明例、表２は比較例であり、比較例１〜２９は成分が本発明の範囲外、または鋳型内滞留時間が閾値を超える例である。図２は、実施例３−１〜４０、比較例１〜２９の成分とともに、式＜１＞〜＜３＞で示した閾値を図示したものである。
【００２９】
【表１−１】
0005638887.tif 000002
【表１−２】
0005638887.tif 000003
【表１−３】
0005638887.tif 000004
【表１−４】
0005638887.tif 000005
【表２】
0005638887.tif 000006
【００３０】
実施例の合金材料は性能評価（強度、導電率）、切削性評価が“○”、および良となっている。一方比較例１〜１１においては成分が本発明の範囲内となっており性能が満足されているものの、成分（Ｎｉ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｃ量）から規定される閾値にくらべ、鋳型内滞留時間の実際の値が大となって、（晶出物が粗大化して）切削評価が不可となっている例である。また比較例１２〜２９は成分が本発明の範囲外のため性能が“×”となっている例である。
【図１】
0005638887.tif 000007
【図２】
0005638887.tif 000008