(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
銅基合金であって、
１％〜２％のＳｎ、
０．３％〜１％のＮｉ、
０．０５％〜０．１５％のＰ、
最大０．２０％のＭｇを含み、
残部が銅
であり、１．０以下／１．０以下の曲げ成形性（９０°ＧＷ／ＢＷ）及び少なくとも３７％ＩＡＣＳの導電率を維持しながら、少なくとも５３１ＭＰａの耐力を有する、銅基合金。
【請求項２】
最大０．０６％のＭｇを含有する、請求項１に記載された銅基合金。
【請求項３】
少なくとも４０％ＩＡＣＳの導電率を有する、請求項１に記載された銅基合金。
【請求項４】
Ｎｉ：Ｐ比が９未満である、請求項１に記載された銅基合金。
【請求項５】
（Ｎｉ＋Ｍｇ）：Ｐ比が４〜８．５である、請求項１に記載された銅基合金。
【請求項６】
Ｓｎが１．２％〜１．５％であり、Ｎｉが０．５％〜０．７％であり、Ｐが０．０９％〜０．１３％である、請求項１に記載された銅基合金。
【請求項７】
Ｎｉ：Ｐの比が９未満である、請求項６に記載された銅基合金。
【請求項８】
（Ｎｉ＋Ｍｇ）：Ｐの比が４〜８．５である、請求項６に記載された銅基合金。
【請求項９】
前記銅基合金が少なくとも４０％ＩＡＣＳの伝導率を有する、請求項８に記載された銅基合金。
【請求項１０】
１．２％〜１．５％のＳｎ、
０．５％〜０．７％のＮｉ、
０．０９％〜０．１３％のＰ、
最大０．２０％のＭｇを含み、
残部が銅
である銅基合金であって、少なくとも５３１ＭＰａの耐力および少なくとも３７％ＩＡＣＳの導電率を有する、銅基合金。
【請求項１１】
少なくとも４０％ＩＡＣＳの導電率を有する、請求項１０に記載された銅基合金。
【請求項１２】
１．０以下／１．０以下の曲げ成形性（９０°ＧＷ／ＢＷ）を有する、請求項１０に記載された銅基合金。
【請求項１３】
（Ｎｉ＋Ｍｇ）：Ｐの比が４〜８．５である、請求項６に記載された銅基合金。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本出願は、２００７年１０月１０日出願の米国特許仮出願第６０／９７９，０６４号の優先権を主張し、その全開示は本明細書に組み込まれている。
【０００２】
本発明は銅合金、とりわけ強度及び成形性が改善された銅−錫−ニッケル−リン合金に関するものである。
【背景技術】
【０００３】
電気コネクターに使用するための、詳細には自動車の電気コネクターに使用するための、良好な成形性および妥当なコストの高強度銅合金に対するニーズが継続して存在する。現行の低コストＣｕ−Ｓｎ−Ｎｉ−Ｐ系のコネクター合金は、実用的な強度（５３１ＭＰａ（７７ＫＳＩ））、中程度の導電率（３７％ＩＡＣＳ）、優れた成形性、および適度な応力緩和（１５０℃で６５％）の特性の組み合わせを欠いている。この文献でいう成形性とは、公知の半径のダイの周りに約９０°ロール曲げすることによるストリップ形成によって測定される。この比は、ストリップ厚さに対するストリップを割れなしに整形できる最小のダイ半径の割合である。曲げは、圧延の方向に対して平行な方向（不良な方向、ＢＷ）と直角な方向（良好な方向、ＧＷ）の両方で測定された。表１は現行で入手可能なＣｕ−Ｓｎ−Ｎｉ−Ｐ合金を示す。
【０００４】
【表１】
0005752937.tif 000002
【０００５】
Ｃ１９０２５は所望の特性を達成しそうであるが、許容できる成形性を伴う強度を欠いている。Ｃ４０８２０は強度と優れた成形性を有するが、導電率を有さない。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
本発明の具体例は、特性の改善された組み合わせ、とりわけ耐力および成形性の改善された組み合わせを有する銅−錫−ニッケル−リン合金を提供するものである。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
好ましい具体例によれば、この合金は、
約１％〜約２％のＳｎ、
約０．３％〜約１％のＮｉ、
約０．０５％〜約０．１５％のＰ、
約０．０１％〜約０．２０％のＭｇおよび約０．０２％〜約０．４％のＦｅのうちの少なくとも１つ、並びに
残部の銅
を含む。鉄の添加は、良好な応力緩和がその用途では要求されない場合、Ｍｇの低コスト代替品として使用できる。
より好ましくは、この合金は、約１．１％〜約１．８％のＳｎ、約０．４％〜約０．９％のＮｉ、約０．０５％〜約０．１４％のＰ、および約０．０５％〜約０．１５％のＭｇを含む。ＦｅはＭｇの一部を代替できる。
最も好ましくはこの合金は、約１．２％〜約１．５％のＳｎ、約０．５％〜約０．７％のＮｉ、約０．０９％〜約０．１３％のＰ、約０．０２％〜約０．０６％のＭｇ、および残部の銅を含む。この合金は、少なくとも約５３１ＭＰａ（約７７ＫＳＩ）の耐力、少なくとも約３７％のＩＡＣＳの導電率、および１．０／１．０の成形性（９０°ＧＷ／ＢＷ）を有するように処理されることが好ましい。この合金は、１５０℃で６５％の応力緩和も有することが好ましい。
【０００８】
Ｓｎにより合金は固溶体強化される。Ｎｉ及びＭｇはリン析出物を形成するために加えられ、Ｍｇの添加により導電率が低下せずに強度が増加するという利益がある。Ｐに対する金属（Ｎｉ＋Ｍｇ）の比（Ｍ／Ｐ比）は、４〜８．５の範囲に制御されることが好ましい。この比が４よりも小さい場合には強度が得られず、８．５よりも大きい場合にはこの材料は４０％ＩＡＣＳを達成しない。
【０００９】
本発明の好ましい具体例によれば、この合金は、溶融及び鋳造と、約８５０〜約１０００℃の熱間圧延と、約７５％までの冷間圧延と、約４５０℃〜約６００℃の焼鈍と、最大約６０％圧下率の冷間圧延及びそれに続く４２５℃〜約６００℃での焼鈍と、約５０％までの冷間圧延及びそれに続く約４００℃〜５５０℃の最終焼鈍とによって加工される。最終冷間圧延圧下率は、熱的応力除去処理に先立って所望の厚さ及び機械的強度を達成するために与えられる。別の好ましい具体例では、この処理は、２回の最終焼鈍処理を含み、上工程の焼鈍をなくし、それにより成形性及び強度がそれぞれ改善される。
【図面の簡単な説明】
【００１０】
【図１】実例１の合金の顕微鏡写真。
【図２】ＹＳとＭ／Ｐ比の間の関係を示し、Ｃｕ−Ｓｎ−Ｎｉ−Ｐ−Ｍｇ合金に対する好ましいＭ／Ｐ比を図示するグラフ。
【図３】％ＩＡＣＳとＭ／Ｐ比の間の関係を示し、Ｃｕ−Ｓｎ−Ｎｉ−Ｐ−Ｍｇ合金に対する４〜８．５の比の好ましいＭ／Ｐ比を図示するグラフ。
【図４Ａ】本発明の原理により合金を処理する方法の好ましい実施例の流れ図。
【図４Ｂ】本発明の原理により合金を処理する代替の好ましい実施例の流れ図。
【図４Ｃ】本発明の原理により合金を処理する代替の好ましい実施例の流れ図。
【図５】完全に再結晶していない結晶粒を有するように見えるいくらかの領域を有する、６〜７μｍの結晶粒サイズを示す、２回焼鈍後の合金４の顕微鏡写真。
【図６】４〜５μｍの結晶粒サイズを示す、ストリップ焼鈍後の工程３の合金４の顕微鏡写真。
【実施例】
【００１１】
本発明の実施例は、特性の改善された組み合わせ、とりわけ耐力および成形性の改善された組み合わせを有する銅−錫−ニッケル−リン合金を提供する。好ましい一実施例では、この合金は、
約１％〜約２％のＳｎ、
約０．３％〜約１％のＮｉ、
約０．０５％〜約０．１５％のＰ、
約０．０１％〜約０．２０％のＭｇおよび約０．０２％〜約０．４％のＦｅのうちの少なくとも１つ、並びに
残部の銅
を含む。鉄の添加は、良好な応力緩和がその用途において要求されない場合、Ｍｇの低コストの代替として使用できる。
【００１２】
より好ましくは、この合金は、約１．２％〜約１．５％のＳｎ、約０．５％〜約０．７％のＮｉ、約０．０９％〜約０．１３％のＰ、約０．０２％〜約０．０６％のＭｇ、及び残部の銅を含む。好ましくはこの合金は、少なくとも約５３１ＭＰａ（約７７ＫＳＩ）の耐力、少なくとも約３７％ＩＡＣＳの導電率、及び１．０／１．０の成形性（９０°ＧＷ／ＢＷ）を有するように処理される。好ましくはこの合金は、１５０℃で６５％の応力緩和も有する。
【００１３】
Ｓｎにより合金は固溶体強化される。Ｎｉ及びＭｇはリン析出物を形成させるために加えられ、Ｍｇの添加は導電率を低下させずに強度を増加させる利益を伴う。Ｍ／Ｐ比は、４〜８．５の範囲に制御されることが好ましい。この比が４よりも小さい場合は強度が得られず、８．５よりも大きい場合は材料が４０％ＩＡＣＳを達成しない。
【００１４】
本発明の好ましい実施例によれば、この合金は溶融及び鋳造と、８５０〜１０００℃の熱間圧延と、約７５％までの冷間圧延と、４５０〜６００℃の焼鈍と、約６０％の冷間圧延に続く４２５〜６００℃での焼鈍、および約５０％の冷間圧延に続く４００〜５５０℃の最終焼鈍によって加工される。最終冷間圧延圧下率は、熱的応力除去処理に先立って所望の厚さ及び機械的強度を達成するために与えられる。別の好ましい実施例では、この処理は、２回最終焼鈍処理を含み、上工程の焼鈍を除去し、それにより成形性及び強度がそれぞれ改善される。
【００１５】
実施例１
表２に記載された成分を有する一連の４．５４ｋｇ（１０ポンド）の研究用インゴットをシリカるつぼ内で溶融し、湯口から１０１．６ｍｍ×１０１．６ｍｍ×４４．４５ｍｍ（４インチ×４インチ×１．７５インチ）の鋼鋳型に鋳造した。９００℃で２時間の均熱処理後、それらを３パスで２７．９４ｍｍ（４０．６４ｍｍ／３４．２９ｍｍ／２７．９４ｍｍ）（１．１インチ（１．６インチ／１．３５インチ／１．１インチ））に熱間圧延し、９００℃で１０分間再加熱し、３パスで１２．７０ｍｍ（２２．８６ｍｍ／１７．７８ｍｍ／１２．７０ｍｍ）（０．５０インチ（０．９インチ／０．７インチ／０．５インチ））まで熱間圧延によってさらに圧下し、続いて水焼入れした。トリミング及びフライス削りを行い表面酸化物を取り除いた後で、この合金を３．０４８ｍｍ（０．１２０インチ）に冷間圧延し、５７０℃で２時間焼鈍した。この合金を洗浄し、１．２１９ｍｍ（０．０４８インチ）に冷間圧延し、５２５℃で２時間焼鈍した。この合金を０．７６２ｍｍ（０．０３０インチ）に冷間圧延し、５００℃で２時間焼鈍した。最終冷間圧延は０．３０５ｍｍ（０．０１２インチ）への６０％であり、応力除去熱処理を２５０℃で２時間行った。
【００１６】
【表２】
0005752937.tif 000003
＊この表およびこの文書全体を通じて、ＹＳは耐力を表し、ＭＰａ（ＫＳＩ）単位で示される。
【００１７】
実例２のデータから、Ｎｉ量は好ましくは少なくとも０．５であり、最良の総合的な合金は７〜９のＮｉ／Ｐ比を有することが求められた。曲げは全て、図１に示すように長い糸状体を形成する硫黄の混入物質の存在のために劣っていた。
【００１８】
実施例２
表３に記載された成分を有する一連の４．５４ｋｇ（１０ポンド）の研究用インゴットをシリカるつぼ内で溶融し、湯口から１０１．６ｍｍ×１０１．６ｍｍ×４４．４５ｍｍ（４インチ×４インチ×１．７５インチ）の鋼鋳型に鋳造した。９００℃で２時間の均熱処理後、それらを３パスで２７．９４ｍｍ（４０．６４ｍｍ／３４．２９ｍｍ／２７．９４ｍｍ）（１．１インチ（１．６インチ／１．３５インチ／１．１インチ））に熱間圧延し、９００℃で１０分間再加熱し、３パスで１２．７０ｍｍ（２２．８６ｍｍ／１７．７８ｍｍ／１２．７０ｍｍ）（０．５０インチ（０．９インチ／０．７インチ／０．５インチ））まで熱間圧延によってさらに圧下し、続いて水焼入れした。トリミング及びフライス削りを行い表面酸化物を取り除いた後で、この合金を３．０４８ｍｍ（０．１２０インチ）に冷間圧延し、５７０℃で２時間焼鈍した。この合金を洗浄し、１．２１９ｍｍ（０．０４８インチ）に冷間圧延し、５２５℃で２時間焼鈍した。この合金を０．６１０ｍｍ（０．０２４インチ）に冷間圧延し、４５０℃で８時間焼鈍した。最終冷間圧延は０．３０５ｍｍ（０．０１２インチ）への５０％であり、応力除去熱処理を２５０℃で２時間行った。
【００１９】
【表３】
0005752937.tif 000004
【００２０】
全体的に合金Ｋ２９３及びＫ２９４を除き強度が低い。これらの両合金は、他のどれよりも約０．５％だけＳｎをより多く含み、より大きいＳｎ量はより大きい強度に関連付けられる。Ｋ２８６、Ｋ２８７及びＫ２８８の強度は、非常に近い成分であるがＭｇを含まない合金Ｋ２８２及びＫ２８４と対照的にＭｇの利益を示す。耐力の増加に伴う導電率（％ＩＡＣＳ）の低下がないことは注目に値する。両方ともＮｉを含まないＫ２９１に鉄を、Ｋ２８９にＭｇを加えることで強度の増加があった。鉄を含む合金についての導電率は、Ｍｇを含む合金よりも約４％ＩＡＣＳだけ低かった。これらの合金の両方ともほとんど均衡が取れており、Ｍｇ／Ｐ比はＫ２８９が１．２の理想値に近い１．８１であり、Ｋ２９１のＦｅ／Ｐ比は、３．６の理想値にやはり近い４．００である。鉄はより効果的な強化剤であるが、導電率をより低くする。
【００２１】
実施例３
表４に記載された成分を有する一連の４．５４ｋｇ（１０ポンド）の研究用インゴットをシリカるつぼ内で溶融し、湯口から１０１．６ｍｍ×１０１．６ｍｍ×４４．４５ｍｍ（４インチ×４インチ×１．７５インチ）である鋼鋳型に鋳造した。９００℃で２時間の均熱処理後、それらを３パスで２７．９４ｍｍ（４０．６４ｍｍ／３４．２９ｍｍ／２７．９４ｍｍ）（１．１インチ（１．６インチ／１．３５インチ／１．１インチ））に熱間圧延し、９００℃で１０分間再加熱し、３パスで１２．７０ｍｍ（２２．８６ｍｍ／１７．７８ｍｍ／１２．７０ｍｍ）（０．５０インチ（０．９インチ／０．７インチ／０．５インチ））まで熱間圧延によってさらに圧下し、続いて水焼入れした。トリミング及びフライス削りを行い表面酸化物を取り除いた後で、この合金を３．０４８ｍｍ（０．１２０インチ）に冷間圧延し、５７０℃で２時間焼鈍した。この合金を洗浄し、１．２１９ｍｍ（０．０４８インチ）に冷間圧延し、５２５℃で２時間焼鈍した。この合金を０．６１０ｍｍ（０．０２４インチ）に冷間圧延し、単一焼鈍条件のためだけに４５０℃で４時間、２回焼鈍条件を構成するように４５０℃で４時間、追加で３７５℃でさらに４時間焼鈍した。最終冷間圧延は０．３０５ｍｍ（０．０１２インチ）への５０％であり、応力除去熱処理を２５０℃で２時間両方の条件に対して行った。
【００２２】
【表４】
0005752937.tif 000005
【００２３】
より高いＳｎ量は、強度を相当に大きくするが電導率をより低くする。合金Ｋ３２０とＫ３１９を比較すると、ＹＳで４８ＭＰａ（７ＫＳＩ）の、導電率で３％ＩＡＣＳの差がある。この傾向は、強度に対する影響はどのような他の添加物も含まない合金よりも少ないが、鉄を有するこれらの合金（Ｋ３１２とＫ３１３）と、マグネシウムを有するこれらの合金（Ｋ３１４でＫ３１５）に対して保持される。Ｋ３１０と対照的に亜鉛を含むＫ３１１の全体的な利点は、強度は増加するが導電率がより低くなるので、存在しない。２回焼鈍は、成形性（すなわち、達成することができる９０°曲げ半径の減少）の増加を示した。導電率のわずかな増加にも留意されたい。
【００２４】
実施例４
表４に記載された成分を有する一連の４．５４ｋｇ（１０ポンド）の研究用インゴットをシリカるつぼ内で溶融し、湯口から１０１．６ｍｍ×１０１．６ｍｍ×４４．４５ｍｍ（４インチ×４インチ×１．７５インチ）である鋼鋳型に鋳造した。９００℃で２時間の均熱後、それらを３パスで２７．９４ｍｍ（４０．６４ｍｍ／３４．２９ｍｍ／２７．９４ｍｍ）（１．１インチ（１．６インチ／１．３５インチ／１．１インチ））に熱間圧延し、９００℃で１０分間再加熱し、３パスで１２．７０ｍｍ（２２．８６ｍｍ／１７．７８ｍｍ／１２．７０ｍｍ）（０．５０インチ（０．９インチ／０．７インチ／０．５インチ））まで熱間圧延によってさらに圧下し、続いて水焼入れした。トリミング及びフライス削りを行い表面酸化物を取り除いた後で、この合金を３．０４８ｍｍ（０．１２０インチ）に冷間圧延し、５７０℃で２時間焼鈍した。この合金を洗浄し、１．２１９ｍｍ（０．０４８インチ）に冷間圧延し、５２５℃で２時間焼鈍した。この合金を０．６１０ｍｍ（０．０２４インチ）に冷間圧延し、４５０℃で４時間、追加で３７５℃でさらに４時間だけ焼鈍した。最終冷間圧延は０．３０５ｍｍ（０．０１２インチ）への５０％であり、応力除去熱処理を２５０℃で２時間行った。
【００２５】
【表５】
0005752937.tif 000006
【００２６】
この群の２２個の合金のうちの１３個は、５１７ＭＰａ（７５ＫＳＩ）以上の耐力を有していた。鉄を含有する６個（Ｋ３３８、Ｋ３３９、Ｋ３４５、Ｋ３４６、Ｋ３５５及びＫ３６１）は、Ｋ３３８が３８％ＩＡＣＳのところで最も近いが、それらのうちのどれもが４０％ＩＡＣＳの導電率を得られなかった。４個（Ｋ３５０、Ｋ３５１、Ｋ３５２及びＫ３５６）がＭｇを含有し、これらの４個のうちの３個が４０％ＩＡＣＳを超えた。４０％ＩＡＣＳを達成しなかったＫ３５０が、推奨される８．５よりも大きな９の金属対リン比を有していたことに留意されたい。５１７ＭＰａ（７５ｋｓｉ）以上の耐力を有する合金のうちの３個（Ｋ３４３、Ｋ３４５、及びＫ３４８）は鉄もＭｇも含有しなかったが、これらの合金のどれも４０％ＩＡＣＳの導電率を有さなかった。
【００２７】
実施例５
Ｍｇ含有合金及びＭｇ非含有合金に対する全てのデータが表６及び表７に纏められている。これらのデータは、実施例２（２回焼鈍され表６及び表７に含まれる表３の合金）、実施例３（表４）、および実施例４（表５）のものであり、実施例３からのデータを含む。全ての合金に対して使用された工程は、４５０℃で４時間（又は８時間、注参照）＋３７５℃で４時間の最終２回焼鈍で使用された工程については同一である。
【００２８】
【表６】
0005752937.tif 000007
【００２９】
【表７】
0005752937.tif 000008
【００３０】
全体的に見て、Ｍｇを有する表６のＹＳは、Ｍｇを有さない表７のＹＳよりも大きい。いくつかのＭｇ非含有合金Ｋ２９３、Ｋ２９４、Ｋ３１０、Ｋ３２６、Ｋ３４３、Ｋ３４５、及びＫ３４８のみが５１７ＭＰａ（７５ＫＳＩ）の最小ＹＳに到達し、それぞれ４２．２、３８．５、３８．５、３８．５、３８．４、３８．６及び３２．８％ＩＡＣＳの対応する導電率を有する。Ｋ２９３を除いて、どの合金も４０％ＩＡＣＳを達成しないことに留意されたい。合金Ｋ２９３、Ｋ２９４及びＫ３２６は全て、Ｃ１９０２５に近いＹＳ及び導電率の特性を有するが、より良好な曲げを有する。表６のＭｇ合金と対照的に、（Ｎｉを有さず、４よりも小さいＭ／Ｐ比を有する）Ｋ２８９及びＫ２９０を除き、全ては少なくとも５１７ＭＰａ（７５ＫＳＩ）のＹＳを有する。全ての合金の導電率は、７．６６のＭ／Ｐを有するＫ３１８（３８．７％ＩＡＣＳ）及び９．０２のＭ／Ｐ比を有するＫ３５０（３８．１％ＩＡＣＳ）を除き、４０％ＩＡＣＳ以上である。リンに対する金属の比が増加すると導電率は低下し、望ましい特性の組み合わせを達成することがより困難になる。Ｍｇの添加は、適切な処理を採用し、４〜８．５のＭ／Ｐ比を維持するとき、５１７ＭＰａ（７５ＫＳＩ）を超える耐力と少なくとも４０％ＩＡＣＳの導電率との組み合わせを達成可能にすることができる。図２及び図３は、この比とＹＳ、％ＩＡＣＳそれぞれの関係を図示する。図２の垂直線は、４〜８．５の好ましいＭ／Ｐ比を示す。
【００３１】
実施例７
表８に記載された成分を有する一連の４．５４ｋｇ（１０ポンド）の研究用インゴットをシリカるつぼ内で溶融し、湯口から１０１．６ｍｍ×１０１．６ｍｍ×４４．４５ｍｍ（４インチ×４インチ×１．７５インチ）の鋼鋳型に鋳造した。９００℃で２時間の均熱後、それらを３パスで２７．９４ｍｍ（４０．６４ｍｍ／３４．２９ｍｍ／２７．９４ｍｍ）（１．１インチ（１．６インチ／１．３５インチ／１．１インチ））に熱間圧延し、９００℃で１０分間再加熱し、３パスで１２．７０ｍｍ（２２．８６ｍｍ／１７．７８ｍｍ／１２．７０ｍｍ）（０．５０インチ（０．９インチ／０．７インチ／０．５インチ））まで熱間圧延によってさらに圧下し、続いて水焼入れした。トリミング及びフライス削りを行い表面酸化物を取り除いた後で、この合金を２．０３２ｍｍ（０．０８０インチ）に冷間圧延し、５５０℃で２時間焼鈍した。この合金を洗浄し、０．９１４ｍｍ（０．０３６インチ）に冷間圧延し、４５０℃で４時間、追加で３７５℃でさらに４時間だけ焼鈍した。最終冷間圧延は０．３０５ｍｍ（０．０１２インチ）への６０％であり、応力除去熱処理を２５０℃で２時間行った。
【００３２】
【表８】
0005752937.tif 000009
【００３３】
冷間加工の増加は、全ての合金に対して強度を改善した。しかし、９よりも小さいＭ／Ｐ比を有するＭｇ含有合金（Ｋ３５２）が、導電率を維持又は改善しながらＹＳを改善するただ１つのものであった。
【００３４】
実施例８
表３に記載された成分を有する一連の４．５４ｋｇ（１０ポンド）の研究用インゴットをシリカるつぼ内で溶融し、湯口から１０１．６ｍｍ×１０１．６ｍｍ×４４．４５ｍｍ（４インチ×４インチ×１．７５インチ）である鋼鋳型に鋳造した。９００℃で２時間の均熱処理後、それらを３パスで２７．９４ｍｍ（４０．６４ｍｍ／３４．２９ｍｍ／２７．９４ｍｍ）（１．１インチ（１．６インチ／１．３５インチ／１．１インチ））に熱間圧延し、９００℃で１０分間再加熱し、３パスで１２．７０ｍｍ（２２．８６ｍｍ／１７．７８ｍｍ／１２．７０ｍｍ）（０．５０インチ（０．９インチ／０．７インチ／０．５インチ））まで熱間圧延によってさらに圧下し、続いて水焼入れした。トリミング及びフライス削りを行い表面酸化物を取り除いた後で、この合金を３．０４８ｍｍ（０．１２０インチ）に冷間圧延し、５７０℃で２時間焼鈍した。この合金を洗浄し、１．２１９ｍｍ（０．０４８インチ）に冷間圧延し、５２５℃で２時間焼鈍した。この合金を、０．６１０ｍｍ（０．０２４インチ）に冷間圧延し、４５０℃で最小限４時間焼鈍した。最終冷間圧延は０．３０５ｍｍ（０．０１２インチ）への５０％であり、応力除去熱処理を２５０℃で２時間行った。この試料に対して、１５０℃で１０００時間の応力緩和試験を行った。この結果は以下の表９に示す。
【００３５】
【表９】
0005752937.tif 000010
【００３６】
鉄を含有する合金Ｋ２９１及びＫ３１２は、当初の応力の６０％を維持しなかった。この結果は、Ｋ３１２内にＮｉが存在するにも関わらず、この２つの間で同様であった。ＮｉとＭｇの組み合わせを有するＫ３１４は、当初応力の６５％超を維持した。
【００３７】
実施例９
Ｍｇ含有及びＭｇ非含有合金の１組を、示したスケジュールを使用して加工した。表１０及び表１１は、この結果を要約する。合金の両方の組が５５２ＭＰａ（８０ＫＳＩ）を超える耐力を達成した。Ｍｇ含有合金は全て３８％ＩＡＣＳの目標導電率を超えたが、Ｍｇ非含有合金は、Ｋ４１２を除いて超えなかった。その上、Ｍｇ含有合金の成形性は全体的により良好であった。
【００３８】
【表１０】
0005752937.tif 000011
【００３９】
【表１１】
0005752937.tif 000012
【００４０】
実施例１０
公称成分が表１２に記載された６つの合金に対して工場での処理を実施した。この工程は表１３に詳細に記載されており、工程１が比較のための研究用工程であり、工程２、工程３、及び工程４が工場工程である。
【００４１】
【表１２】
0005752937.tif 000013
【００４２】
表１２に示した化学成分は、鋳造された棒材を分析した化学成分である。合金６は、Ｃ１９０２５のＣＤＡ範囲内にあり、比較例として存在する。全ての合金は、同じ方法で処理され、それらは全て９００℃から熱間圧延され、コイルに成型され次いで３．１７５ｍｍ（０．１２５インチ）又は２．５４ｍｍ（０．１００インチ）の寸法に冷間圧延された。
【００４３】
【表１３】
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【００４４】
最終寸法での結果として得られる特性を表１４に示す。工程３及び工程４を使用して処理された合金６は、この合金に対する予想された特性を有しており、工程３と対比して工程４は、より耐力が高く曲げが劣っている。合金５は、工程３の金属と対照的に工程２により処理すると、耐力（ＹＳ）がより低く、曲げが不良な方向でより劣っていた。合金３は、工程２及び工程３の両方の処理に対して同程度の耐力及び導電率を有していたが、工程３により処理された金属は不良な方向の曲げが優れていた。
【００４５】
【表１４】
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【００４６】
工程３及び工程４は全体的に最良の結果を与えた。合金１及び合金４に対する工程１及び２についての結果は、この工程が研究室（工程１）ではなく工場（工程２）で実施された場合、結晶粒成長を生じさせた可能性のある、わずかに異なった結果を示す。表１５は、研究室で模擬実験されるとき２回焼鈍工程（工程２）が良好な曲げを与えることを示す。
【００４７】
【表１５】
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【００４８】
横方向に対する結果のみ、以下に表１６に示す。合金２を除く全ての合金は、１５０℃で１０００時間後に残る少なくとも６５％の応力を有していた。
【００４９】
【表１６】
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【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４Ａ】
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【図４Ｂ】
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【図４Ｃ】
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【図５】
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【図６】
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