(57)【要約】      （修正有）【課題】高強度且つ高導電性の銅合金材料を提供する。【解決手段】Ｎｉを１．５〜３．０質量％、Ｓｉを０．３〜１．５質量％、Ｚｒを０．０１〜０．３質量％含有し、残部Ｃｕ及び不可避不純物からなり、Ｓｉの含有量に対するＮｉの含有量の比が２〜５である鋳塊を得る鋳造工程と、該鋳塊を、熱間加工温度（℃）≧８７０＋Ｎｉの含有量（質量％）×１０を満たす熱間加工温度で熱間押出又は熱間鍛造し、熱間加工材を得る熱間加工工程と、該熱間加工材を、１００℃／秒以上の冷却速度で、３００℃以下に冷却し、急冷処理材を得る急冷処理工程と、該急冷処理材を、該熱間加工温度より低い温度で加熱して、時効処理することにより、銅合金材料を得る時効処理工程と、を行い得られることを特徴とする銅合金材料。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｎｉを１．５〜３．０質量％、Ｓｉを０．３〜１．５質量％、Ｚｒを０．０１〜０．３質量％含有し、残部Ｃｕ及び不可避不純物からなり、Ｓｉの含有量に対するＮｉの含有量の比が２〜５である鋳塊を得る鋳造工程と、
該鋳塊を、下記式（１）：
熱間加工温度（℃）≧８７０＋Ｎｉの含有量（質量％）×１０      （１）
を満たす熱間加工温度で熱間押出又は熱間鍛造し、熱間加工材を得る熱間加工工程と、
該熱間加工材を、１００℃／秒以上の冷却速度で、３００℃以下に冷却し、急冷処理材を得る急冷処理工程と、
該急冷処理材を、該熱間加工温度より低い温度で加熱して、時効処理することにより、銅合金材料を得る時効処理工程と、
を行い得られることを特徴とする銅合金材料。
【請求項２】
Ｎｉを１．５〜３．０質量％、Ｓｉを０．３〜１．５質量％、Ｚｒを０．０１〜０．３質量％含有し、残部Ｃｕ及び不可避不純物からなり、Ｓｉの含有量に対するＮｉの含有量の比が２〜５である鋳塊を得る鋳造工程と、
該鋳塊を、下記式（１）：
熱間加工温度（℃）≧８７０＋Ｎｉの含有量（質量％）×１０      （１）
を満たす熱間加工温度で熱間押出又は熱間鍛造し、熱間加工材を得る熱間加工工程と、
該熱間加工材を、１００℃／秒以上の冷却速度で、３００℃以下に冷却し、急冷処理材を得る急冷処理工程と、
該急冷処理材を１回以上冷間加工し、冷間加工材を得る冷間加工工程と、
該冷間加工材を、該熱間加工温度より低い温度で加熱して、時効処理することにより、銅合金材料を得る時効処理工程と、
を行い得られることを特徴とする銅合金材料。
【請求項３】
Ｎｉを１．５〜３．０質量％、Ｓｉを０．３〜１．５質量％、Ｚｒを０．０１〜０．３質量％含有し、残部Ｃｕ及び不可避不純物からなり、Ｓｉの含有量に対するＮｉの含有量の比が２〜５である鋳塊を得る鋳造工程と、
該鋳塊を、下記式（１）：
熱間加工温度（℃）≧８７０＋Ｎｉの含有量（質量％）×１０      （１）
を満たす熱間加工温度で熱間押出又は熱間鍛造し、熱間加工材を得る熱間加工工程と、
該熱間加工材を、１００℃／秒以上の冷却速度で、３００℃以下に冷却し、急冷処理材を得る急冷処理工程と、
該急冷処理材を、該熱間加工温度より低い温度で加熱して、時効処理することにより、銅合金材料を得る時効処理工程と、
を有することを特徴とする銅合金材料の製造方法。
【請求項４】
Ｎｉを１．５〜３．０質量％、Ｓｉを０．３〜１．５質量％、Ｚｒを０．０１〜０．３質量％含有し、残部Ｃｕ及び不可避不純物からなり、Ｓｉの含有量に対するＮｉの含有量の比が２〜５である鋳塊を得る鋳造工程と、
該鋳塊を、下記式（１）：
熱間加工温度（℃）≧８７０＋Ｎｉの含有量（質量％）×１０      （１）
を満たす熱間加工温度で熱間押出又は熱間鍛造し、熱間加工材を得る熱間加工工程と、
該熱間加工材を、１００℃／秒以上の冷却速度で、３００℃以下に冷却し、急冷処理材を得る急冷処理工程と、
該急冷処理材を１回以上冷間加工し、冷間加工材を得る冷間加工工程と、
該冷間加工材を、該熱間加工温度より低い温度で加熱して、時効処理することにより、銅合金材料を得る時効処理工程と、
を有することを特徴とする銅合金材料の製造方法。
【請求項５】
請求項１又は２いずれか１項記載の銅合金材料からなることを特徴とする溶接機器の電極部材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高強度であり且つ高導電性である銅合金材料に関する。以下、高強度であり且つ高導電性である銅合金材料を、高強度且つ高導電性の銅合金材料とも記載する。
【背景技術】
【０００２】
例えば、溶接機器の電極部材に使用される銅合金材料には、高強度であり且つ高伝導性であることが要求される。
【０００３】
この要求を満たす銅合金材料としては、ＪＩＳ  Ｚ  ３２３４に規定されている銅合金材料が挙げられる。これらのうち、特に、ＪＩＳ  Ｚ  ３２３４のクラス３（以下、単にクラス３とも記載する。）に適合する銅合金材料、すなわち、引張強さが６９０ＭＰａ以上且つ導電率が４５％ＩＡＣＳ以上である銅合金材料としては、析出硬化元素としてＢｅを添加したＣｕ−Ｂｅ系銅合金材料が挙げられるが、このＣｕ−Ｂｅ系銅合金材料以外には、クラス３に適合する有力な材料がない。
【０００４】
ところが、添加元素であるＢｅは、環境に対して有害な元素である。そして、近年の環境保護の高まりから、有害物質の使用を規制する動きがあり、Ｂｅが規制対象となる可能性がある。そこで、Ｂｅを含有しない高強度且つ高導電性の銅合金材料の開発が望まれている。
【０００５】
Ｃｕ−Ｂｅ系銅合金材料以外の高強度且つ高導電性の銅合金材料としては、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金材料が知られているが、Ｎｉ及びＳｉ成分のみの調整で、Ｃｕ−Ｂｅ系銅合金材料と同等の強度及び導電性を得ることは困難であった。
【０００６】
そこで、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金材料の改良としては、Ｎｉ及びＳｉに加えて、他の元素を添加することが考えられる。例えば、特許文献１の特開平２−１６６２４９号公報では、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金に、Ｃｒ、Ｍｇ、Ｚｒ及びＣｏが添加されたＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金が開示されている。
【０００７】
また、他のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金材料の改良としては、冷間加工後の焼鈍により生成する再結晶粒（静的再結晶粒）を微細化することが考えられる。
【０００８】
また、他のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金材料の改良としては、熱間加工又は冷間加工中に生成する再結晶粒（動的再結晶粒）を微細化することが考えられる。例えば、特許文献２の特開２００２−３５６７２８号公報には、最終冷間圧延により動的連続再結晶を生じさせる銅及び銅合金の製造方法であって、上記最終冷間圧延における加工度：加工度＝ｌｎ（Ｔ０／Ｔ１；Ｔ０は圧延前の板厚、Ｔ１は圧延後の板厚）が、加工度≧３なる圧延加工を施すことを特徴とする銅及び銅合金の製造方法が開示されている。
【０００９】
【特許文献１】特開平２−１６６２４９号公報（特許請求の範囲）
【特許文献２】特開２００２−３５６７２８号公報（請求項１及び請求項２）
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
ところが、特許文献１では、添加元素による強度上昇寄与が、Ｎｉ２Ｓｉの析出による寄与と比較して小さいため、添加元素の調整では、高強度及び高導電性の要求を両立することはできない。
【００１１】
また、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金材料のような析出硬化型合金では、析出硬化元素が完全に固溶する温度に保持した後、強制冷却して、過飽和固溶体を得るための溶体化処理が必要となるが、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金材料では、母材の再結晶温度と、Ｎｉ２Ｓｉの析出温度がほぼ一致するため、溶体化処理での加熱温度を、再結晶温度以上としなければならず、微細化させた結晶粒の粗大化が避けられない。そのため、静的再結晶粒を微細化することによるＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金材料の改良は、有効な方法ではない。
【００１２】
また、特許文献２では、冷間加工の際に加工度を高くすることにより、動的再結晶を生じさせて、結晶粒を微細にしているが、このような手法を用いることができるのは、冷間圧延を行なうことができる板材、すなわち、加工度を高く且つ均一にすることができる板材に限られる。
【００１３】
ところが、特定の形状に銅の鋳塊を熱間押出することにより成形される形材は、熱間押出後の製造工程で、特許文献２のような加工度が高い冷間加工を行なうことはできないので、該形材の製造では、冷間加工により結晶粒を微細化することが困難である。また、該形材は、厚みが一定ではない複雑な形状に銅の鋳塊を熱間押出して製造されるため、結晶粒の粒径分布が材料全体に亘って不均一となり易い。これらのことから、加工度の高い冷間加工により結晶粒を微細化するという手法で、高強度且つ高導電性の銅合金材料からなる形材を得ることは困難であった。
【００１４】
また、管材又は棒材の製造では、熱間加工の後に、抽伸加工等の冷間加工を行うこともできるが、板材ほど高い加工度の冷間加工を行うことができないので、加工度の高い冷間加工により結晶粒を微細化するという手法で、高強度且つ高導電性の銅合金材料からなる管材又は棒材を得ることは困難であった。
【００１５】
また、鍛造材の製造では、熱間加工の後に、加工度の高い冷間鍛造を行うことはできる。しかし、板材では、材料の厚みが均一であるため、冷間圧延で、材料全体の加工度を均一にすることができるので、結晶粒の粒径分布が材料全体に亘って均一なものを製造することができるが、鍛造材では、厚みが不均一であるため、材料全体の加工度を均一にすることは困難なので、結晶粒の粒径分布が材料全体に亘って均一なものを得ることはできない。そのため、鍛造材を、冷間鍛造するという手法で、高強度且つ高伝導性の銅合金材料からなる鍛造材を得ることは困難であった。
【００１６】
従って、本発明の課題は、高強度且つ高導電性の銅合金材料を提供することにある。特に、高強度且つ高導電性の銅合金材料からなる板材以外の材料、例えば、高強度且つ高導電性の銅合金材料からなる形材、管材、棒材及び鍛造材を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１７】
本発明者らは、上記従来技術における課題を解決すべく、鋭意研究を重ねた結果、銅合金材料の添加元素及びその添加量を調整し、且つ熱間加工工程及びそれに続く急冷処理工程の条件を、選択することにより、加工度が高い冷間加工を行わなくとも、均一で微細な結晶粒の銅合金材料を得られ、このようにして得られた銅合金材料は、高強度且つ高導電性であることを見出し、本発明を完成させるに至った。
【００１８】
すなわち、本発明（１）は、Ｎｉを１．５〜３．０質量％、Ｓｉを０．３〜１．５質量％、Ｚｒを０．０１〜０．３質量％含有し、残部Ｃｕ及び不可避不純物からなり、Ｓｉの含有量に対するＮｉの含有量の比が２〜５である鋳塊を得る鋳造工程と、
該鋳塊を、下記式（１）：
熱間加工温度（℃）≧８７０＋Ｎｉの含有量（質量％）×１０      （１）
を満たす熱間加工温度で熱間押出又は熱間鍛造し、熱間加工材を得る熱間加工工程と、
該熱間加工材を、１００℃／秒以上の冷却速度で、３００℃以下に冷却し、急冷処理材を得る急冷処理工程と、
該急冷処理材を、該熱間加工温度より低い温度で加熱して、時効処理することにより、銅合金材料を得る時効処理工程と、
を行い得られることを特徴とする銅合金材料を提供するものである。
【００１９】
また、本発明（２）は、Ｎｉを１．５〜３．０質量％、Ｓｉを０．３〜１．５質量％、Ｚｒを０．０１〜０．３質量％含有し、残部Ｃｕ及び不可避不純物からなり、Ｓｉの含有量に対するＮｉの含有量の比が２〜５である鋳塊を得る鋳造工程と、
該鋳塊を、下記式（１）：
熱間加工温度（℃）≧８７０＋Ｎｉの含有量（質量％）×１０      （１）
を満たす熱間加工温度で熱間押出又は熱間鍛造し、熱間加工材を得る熱間加工工程と、
該熱間加工材を、１００℃／秒以上の冷却速度で、３００℃以下に冷却し、急冷処理材を得る急冷処理工程と、
該急冷処理材を１回以上冷間加工し、冷間加工材を得る冷間加工工程と、
該冷間加工材を、該熱間加工温度より低い温度で加熱して、時効処理することにより、銅合金材料を得る時効処理工程と、
を行い得られることを特徴とする銅合金材料を提供するものである。
【００２０】
また、本発明（３）は、Ｎｉを１．５〜３．０質量％、Ｓｉを０．３〜１．５質量％、Ｚｒを０．０１〜０．３質量％含有し、残部Ｃｕ及び不可避不純物からなり、Ｓｉの含有量に対するＮｉの含有量の比が２〜５である鋳塊を得る鋳造工程と、
該鋳塊を、下記式（１）：
熱間加工温度（℃）≧８７０＋Ｎｉの含有量（質量％）×１０      （１）
を満たす熱間加工温度で熱間押出又は熱間鍛造し、熱間加工材を得る熱間加工工程と、
該熱間加工材を、１００℃／秒以上の冷却速度で、３００℃以下に冷却し、急冷処理材を得る急冷処理工程と、
該急冷処理材を、該熱間加工温度より低い温度で加熱して、時効処理を行なうことにより、銅合金材料を得る時効処理工程と、
を有することを特徴とする銅合金材料の製造方法を提供するものである。
【００２１】
また、本発明（４）は、Ｎｉを１．５〜３．０質量％、Ｓｉを０．３〜１．５質量％、Ｚｒを０．０１〜０．３質量％含有し、残部Ｃｕ及び不可避不純物からなり、Ｓｉの含有量に対するＮｉの含有量の比が２〜５である鋳塊を得る鋳造工程と、
該鋳塊を、下記式（１）：
熱間加工温度（℃）≧８７０＋Ｎｉの含有量（質量％）×１０      （１）
を満たす熱間加工温度で熱間押出又は熱間鍛造し、熱間加工材を得る熱間加工工程と、
該熱間加工材を、１００℃／秒以上の冷却速度で、３００℃以下に冷却し、急冷処理材を得る急冷処理工程と、
該急冷処理材を１回以上冷間加工し、冷間加工材を得る冷間加工工程と、
該冷間加工材を、該熱間加工温度より低い温度で加熱して、時効処理することにより、銅合金材料を得る時効処理工程と、
を有することを特徴とする銅合金材料の製造方法を提供するものである。
【００２２】
また、本発明（５）は、前記本発明（１）又は（２）いずれか記載の銅合金材料からなることを特徴とする溶接機器の電極部材を提供するものである。
【発明の効果】
【００２３】
本発明によれば、高強度且つ高導電性の銅合金材料を提供することができる。特に、高強度且つ高導電性の銅合金材料からなる板材以外の材料、例えば、高強度且つ高導電性の銅合金材料からなる形材、管材、棒材及び鍛造材を提供することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２４】
本発明の第一の形態の銅合金材料は、Ｎｉを１．５〜３．０質量％、Ｓｉを０．３〜１．５質量％、Ｚｒを０．０１〜０．３質量％含有し、残部Ｃｕ及び不可避不純物からなり、Ｓｉの含有量に対するＮｉの含有量の比が２〜５である鋳塊を得る鋳造工程と、
該鋳塊を、下記式（１）：
熱間加工温度（℃）≧８７０＋Ｎｉの含有量（質量％）×１０      （１）
を満たす熱間加工温度で熱間押出又は熱間鍛造し、熱間加工材を得る熱間加工工程と、
該熱間加工材を、１００℃／秒以上の冷却速度で、３００℃以下に冷却し、急冷処理材を得る急冷処理工程と、
該急冷処理材を、該熱間加工温度より低い温度で加熱して、時効処理することにより、銅合金材料を得る時効処理工程と、
を行い得られる銅合金材料である。
【００２５】
本発明の第一の形態の銅合金材料に係る該鋳造工程は、Ｎｉ、Ｓｉ及びＺｒを含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物からなる鋳塊を得る工程である。
【００２６】
該鋳塊は、Ｎｉ、Ｓｉ及びＺｒを含有しており、該鋳塊中、Ｎｉの含有量は、１．５〜３．０質量％、好ましくは１．７〜２．８質量％であり、Ｓｉの含有量は、０．３〜１．５質量％、好ましくは０．４〜１．２質量％であり、Ｚｒの含有量は、０．０１〜０．３質量％、好ましくは０．０５〜０．２５質量％である。該鋳塊中のＮｉ、Ｓｉ及びＺｒの含有量が、いずれも上記範囲内にあることにより、銅合金材料の強度が高くなる。特に、該鋳塊中のＮｉ、Ｓｉ及びＺｒの含有量を、上記範囲とすることにより、クラス３の規格に適合する銅合金材料を提供することができる。一方、該鋳塊中のＮｉ、Ｓｉ及びＺｒの含有量のいずれかが、上記範囲より少ないと、銅合金材料の強度が低くなり、クラス３の規格を満足する強度が得られない。また、特に、該鋳塊中のＺｒの含有量が、上記範囲より少ないと、銅合金材料の強度が低くなることに加え、軟化特性温度が低くなる。例えば、クラス３の規格は、銅合金材料を加熱した時に、加熱前の硬さに対する加熱後の硬さの比（加熱後の硬さ／加熱後の硬さ）が０．８５となる温度（クラス３の軟化特性温度）が、４６５℃以上であることであり、該鋳塊中のＺｒの含有量が、上記範囲より少ないと、クラス３の規格に要求される特性を満足することができない。また、該鋳塊中のＮｉ、Ｓｉ及びＺｒの含有量のいずれかが、上記範囲を超えると、導電性が不足し、クラス３の規格を満足する導電率が得られない。また、特に、該鋳塊中のＺｒの含有量が、上記範囲を超えると、銅合金材料の導電性の不足に加えて、銅合金材料の延性が低くなる。
【００２７】
該鋳塊中のＳｉの含有量に対するＮｉの含有量の比（Ｎｉ含有量／Ｓｉ含有量）は、２〜５、好ましくは２．５〜４．５である。該鋳塊中のＳｉの含有量に対するＮｉの含有量の比が、上記範囲にあることにより、銅合金材料の導電性が高くなる。一方、該鋳塊中のＳｉの含有量に対するＮｉの含有量の比が、上記範囲外であると、過剰のＮｉ又はＳｉの影響で、銅合金材料の導電性が低くなる。
【００２８】
該鋳塊は、Ｎｉ、Ｓｉ及びＺｒの他に、Ｂｉを含有することができる。本発明の第一の形態の銅合金材料は、形材、管材、棒材又は鍛造材等に加工された後、二次加工として、切削加工や孔明け加工が施される場合があり、この場合、該鋳塊が、Ｂｉを含有することにより、銅合金材料の切削性が高くなる点で好ましい。なお、該鋳塊中のＢｉの含有量が、１．０質量％を超えると、熱間加工又は冷間加工の際に、割れが発生し易くなるので、該鋳塊中のＢｉの含有量は、０．１〜１．０質量％であることが特に好ましい。
【００２９】
そして、該鋳塊は、Ｎｉ、Ｓｉ及びＺｒと、必要に応じて含有されるＢｉと、残部Ｃｕ及び不可避不純物とからなる。
【００３０】
該鋳造工程により該鋳塊を得る方法としては、特に制限されないが、例えば、銅の地金及び本発明の第一の形態の銅合金材料の含有元素の地金又は該含有元素と銅の合金を、該銅合金材料中の含有量が、所定の含有量となるように配合して、成分調整を行い、次いで、高周波溶解炉等を用いて、該鋳塊を鋳造することにより行なわれる。
【００３１】
該鋳造工程では、Ｚｒは活性な金属なので、溶解時の酸化ロスが多くなるため、成分調整においては、Ｚｒの溶解時の酸化ロスを考慮した配合が必要である。
【００３２】
本発明の第一の形態の銅合金材料に係る該熱間加工工程は、該鋳造工程を行い得られた該鋳塊を、熱間押出又は熱間鍛造し、最終製品と同じ形状又は最終製品に近い形状に加工し、熱間加工材を得る工程である。
【００３３】
該熱間加工工程では、該鋳塊を、下記式（１）：
熱間加工温度（℃）≧８７０＋Ｎｉの含有量（質量％）×１０      （１）
を満たす熱間加工温度で、熱間押出又は熱間鍛造する。また、該熱間加工工程における該熱間加工温度は、「８７０＋Ｎｉの含有量（質量％）×１０」（℃）以上となる温度であり且つ材料が溶融することのない温度であればよく、「８７０＋Ｎｉの含有量（質量％）×１０」（℃）以上９７０℃以下であることが好ましく、「８９０＋Ｎｉの含有量（質量％）×１０」（℃）以上９６０℃以下であることが特に好ましい。なお、上記式（１）中、Ｎｉの含有量とは、該鋳塊中のＮｉの含有量を指す。
【００３４】
該熱間加工工程で、該鋳塊を熱間押出又は熱間鍛造する方法は、特に制限されず、銅合金材料の加工において、通常用いられる熱間押出又は熱間鍛造を採用することができる。
【００３５】
本発明の第一の形態の銅合金材料に係る該急冷処理工程は、該熱間加工工程を行い得られる該熱間加工材を、１００℃／秒以上の冷却速度で、３００℃以下に冷却し、急冷処理材を得る工程である。上記の冷却速度を達成するために、該急冷処理工程では、該熱間加工材を、水槽に投入する等により、該熱間加工材を、水冷することが好ましい。その際、熱容量を考慮して、適切な容積の水槽を使用したり、冷却水を適正に補給したりすることにより、冷却速度を制御することができる。該熱間加工材を水槽に投入して急冷する場合、該熱間加工材の温度が該熱間加工温度から下がっていくに従い、その冷却速度は小さくなるので、この場合は、３００℃における冷却速度を１００℃／秒以上に制御することが必要である。なお、該急冷処理材の温度が３００℃未満になると、冷却速度の影響は極軽微になるので、冷却速度の制御を行なわなくてもよい。
【００３６】
なお、該急冷処理工程では、該熱間加工工程を行なった後速やかに、得られた該熱間加工材を急冷することが好ましいが、つまり、該熱間加工工程直後の該熱間加工材の温度から、該熱間加工材の急冷を行なうことが好ましいが、製造ラインの都合等で、該熱間加工材が該熱間加工工程から該急冷処理工程に移動する間に、本発明の効果を損なわない範囲で、該熱間加工材の温度が下がってもよい。
【００３７】
該急冷処理工程を行なうことにより、該急冷処理材が得られるが、該急冷処理材は、結晶粒が微細であり且つ均一であり、加えて、析出硬化元素が過飽和に固溶した過飽和固溶体である。
【００３８】
本発明の第一の形態の銅合金材料では、「８７０＋Ｎｉの含有量（質量％）×１０」（℃）以上の熱間加工温度で、該熱間加工工程を行い、且つ１００℃／秒以上となる冷却速度で、３００℃以下に冷却する該急冷処理工程を行なうことにより、該急冷処理材中の結晶粒を、微細且つ均一にすることができ、その結果、銅合金材料中の結晶粒を、微細且つ均一にすることができる。
【００３９】
該熱間加工工程は、析出硬化元素、すなわち、Ｎｉ、Ｓｉ及びＺｒを完全に固溶させる処理、一般に、溶体化処理と呼ばれる処理を兼ねる。よって、該熱間加工工程における該熱間加工温度が、「８７０＋Ｎｉの含有量（質量％）×１０」（℃）未満だと、Ｎｉ又はＳｉが十分に固溶せず、固溶しなかったＮｉ又はＳｉが、粗大晶出物として、銅合金材料中に存在するため、Ｎｉ及びＳｉによる銅合金材料の強度上昇の寄与が少なくなり、銅合金材料の強度が低くなる。
【００４０】
また、該急冷処理工程における冷却速度が、１００℃／秒未満だと、Ｎｉ、Ｓｉ又はＺｒが固溶せず、粗大な析出物として析出してしまい、後の該時効処理工程での析出硬化に寄与する微細な析出物が不足することによって、十分な強度上昇効果が得られなくなる。
【００４１】
また、該急冷処理工程において、冷却速度の制御を行なう該急冷処理材の温度の下限が、３００℃より高いと、Ｎｉ、Ｓｉ又はＺｒが固溶せず、粗大な析出物として析出してしまい、後の該時効処理工程での析出硬化に寄与する微細な析出物が不足することによって、十分な強度上昇効果が得られなくなる。
【００４２】
本発明の第一の形態の銅合金材料に係る該時効処理工程は、該急冷処理工程を行い得られた該急冷処理材を、該熱間加工温度より低い温度で加熱して、時効処理することにより、銅合金材料を得る工程である。
【００４３】
該時効処理工程では、該急冷処理材を加熱するが、該急冷処理材を加熱する際の加熱温度は、該熱間加工温度より低い温度であり、一般的に３００〜７００℃である。該急冷処理材を加熱する際の加熱温度が、該熱間加工温度を超えると、該急冷処理工程を行なった効果が相殺されてしまい、析出硬化元素による強度上昇効果が十分に得られなくなる。また、該急冷処理材を加熱する際の加熱時間は、適宜選択されるが、好ましくは１０分以上、特に好ましくは３０分〜１０時間である。
【００４４】
該時効処理工程で、該急冷処理材を時効処理することにより、析出硬化元素であるＮｉ、Ｓｉ及びＺｒが析出する。
【００４５】
本発明の第二の形態の銅合金材料は、Ｎｉを１．５〜３．０質量％、Ｓｉを０．３〜１．５質量％、Ｚｒを０．０１〜０．３質量％含有し、残部Ｃｕ及び不可避不純物からなり、Ｓｉの含有量に対するＮｉの含有量の比が２〜５である鋳塊を得る鋳造工程と、
該鋳塊を、下記式（１）：
熱間加工温度（℃）≧８７０＋Ｎｉの含有量（質量％）×１０      （１）
を満たす熱間加工温度で熱間押出又は熱間鍛造し、熱間加工材を得る熱間加工工程と、
該熱間加工材を、１００℃／秒以上の冷却速度で、３００℃以下に冷却し、急冷処理材を得る急冷処理工程と、
該急冷処理材を１回以上冷間加工し、冷間加工材を得る冷間加工工程と、
該冷間加工材を、該熱間加工温度より低い温度で加熱して、時効処理することにより、銅合金材料を得る時効処理工程と、
を行い得られる銅合金材料である。
【００４６】
つまり、本発明の第二の形態の銅合金材料は、本発明の第一の形態の銅合金材料に係る該急冷処理工程と該時効処理工程との間に、更に、冷間加工工程を有する。
【００４７】
従って、本発明の第二の形態の銅合金材料に係る鋳造工程及び急冷処理工程は、本発明の第一の形態の銅合金材料に係る鋳造工程及び急冷処理工程と同様である。
【００４８】
また、本発明の第二の形態の銅合金材料に係る時効処理工程は、本発明の第一の形態の銅合金材料に係る急冷処理工程を行ない得られる急冷処理材に代えて、本発明の第二の形態の銅合金材料に係る冷間加工工程を行い得られる冷間加工材とする以外は、本発明の第一の形態の銅合金材料に係る時効処理工程と同様である。
【００４９】
そこで、以下では、本発明の第二の形態の銅合金材料と本発明の第一の形態の銅合金材料との相違点について説明する。
【００５０】
該冷間加工工程は、該急冷処理工程を行ない得られる該急冷処理材を冷間加工し、該冷間加工材を得る工程である。該冷間加工としては、例えば、冷間抽伸加工、冷間曲げ加工、冷間鍛造加工等が挙げられる。
【００５１】
該冷間加工工程において、該急冷処理材を冷間加工する方法としては、特に制限されず、銅合金材料の加工において、通常用いられる冷間加工を採用することができる。
【００５２】
また、該冷間加工工程において、該急冷処理材を冷間加工する回数は、１回であっても、複数回であってもよい。該冷間加工工程において、複数回の冷間加工を行う場合、冷間加工と冷間加工の間に、焼鈍処理を行なうのが通常である。
【００５３】
該冷間加工工程では、該急冷処理材中の析出硬化元素の析出量が多過ぎると、冷間加工工程での加工性が著しく低くなり、冷間で加工できなくなる。そして、本発明の第二の形態の銅合金材料においては、該急冷処理工程のおける冷却速度が、１００℃／秒より遅いと、該急冷処理材中に析出する析出硬化元素の量が多くなり過ぎるので、該冷間加工工程における加工性が著しく低くなる。
【００５４】
そして、本発明の第二の形態の銅合金材料では、該冷間加工工程に次いで、該冷間加工工程を行い得られる該冷間加工材を用いて、該時効処理工程を行なう。
【００５５】
なお、本発明の第一の形態の銅合金材料及び本発明の第二の形態の銅合金材料では、該時効処理工程を行なった後、必要に応じて、曲げ加工等の二次加工を行うことができる。
【００５６】
本発明の第一の形態の銅合金材料及び本発明の第二の形態の銅合金材料に係る該時効処理工程を行い得られる銅合金材料は、Ｎｉ、Ｓｉ及びＺｒを含有しており、Ｎｉの含有量は、１．５〜３．０質量％、好ましくは１．７〜２．８質量％であり、Ｓｉの含有量は、０．３〜１．５質量％、好ましくは０．４〜１．２質量％であり、Ｚｒの含有量は、０．０１〜０．３質量％、好ましくは０．０５〜０．２５質量％である。また、本発明の第一の形態の銅合金材料及び本発明の第二の形態の銅合金材料に係る該時効処理工程を行い得られる銅合金材料中の結晶粒の平均粒径は、５μｍ以下である。
【００５７】
このように、本発明の第一の形態の銅合金材料及び本発明の第二の形態の銅合金材料係る該時効処理工程を行い得られる銅合金材料、すなわち、本発明の第一の形態の銅合金材料及び本発明の第二の形態の銅合金材料中の結晶粒は、粒径が５μｍ以下と微細であり且つ均一である。そのため、本発明の第一の形態の銅合金材料及び本発明の第二の形態の銅合金材料は、強度が高く且つ導電率が高い。
【００５８】
本発明の第一の形態の銅合金材料及び本発明の第二の形態の銅合金材料は、特定の形状に、該鋳塊を熱間押出して成形される形材や、管材、棒材、鍛造材等に用いられる。つまり、本発明の第一の形態の銅合金材料及び本発明の第二の形態の銅合金材料は、形材、管材、棒材又は鍛造材用銅合金材料である。
【００５９】
本発明の第一の形態の銅合金材料の製造方法は、  Ｎｉを１．５〜３．０質量％、Ｓｉを０．３〜１．５質量％、Ｚｒを０．０１〜０．３質量％含有し、残部Ｃｕ及び不可避不純物からなり、Ｓｉの含有量に対するＮｉの含有量の比が２〜５である鋳塊を得る鋳造工程と、
該鋳塊を、下記式（１）：
熱間加工温度（℃）≧８７０＋Ｎｉの含有量（質量％）×１０      （１）
を満たす熱間加工温度で熱間押出又は熱間鍛造し、熱間加工材を得る熱間加工工程と、
該熱間加工材を、１００℃／秒以上の冷却速度で、３００℃以下に冷却し、急冷処理材を得る急冷処理工程と、
該急冷処理材を、該熱間加工温度より低い温度で加熱して、時効処理することにより、銅合金材料を得る時効処理工程と、
を有する銅合金材料の製造方法である。
【００６０】
また、本発明の第二の形態の銅合金材料の製造方法は、Ｎｉを１．５〜３．０質量％、Ｓｉを０．３〜１．５質量％、Ｚｒを０．０１〜０．３質量％含有し、残部Ｃｕ及び不可避不純物からなり、Ｓｉの含有量に対するＮｉの含有量の比が２〜５である鋳塊を得る鋳造工程と、
該鋳塊を、下記式（１）：
熱間加工温度（℃）≧８７０＋Ｎｉの含有量（質量％）×１０      （１）
を満たす熱間加工温度で熱間押出又は熱間鍛造し、熱間加工材を得る熱間加工工程と、
該熱間加工材を、１００℃／秒以上の冷却速度で、３００℃以下に冷却し、急冷処理材を得る急冷処理工程と、
該急冷処理材を１回以上冷間加工し、冷間加工材を得る冷間加工工程と、
該冷間加工材を、該熱間加工温度より低い温度で加熱して、時効処理することにより、銅合金材料を得る時効処理工程と、
を有する銅合金材料の製造方法である。
【００６１】
本発明の第一の形態の銅合金材料の製造方法に係る鋳造工程、熱間加工工程、急冷処理工程及び時効処理工程は、本発明の第一の形態の銅合金材料に係る鋳造工程、熱間加工工程、急冷処理工程及び時効処理工程と同様であり、該時効処理工程の後に、必要に応じて、曲げ加工等の二次加工を行うことができる点も同様である。また、本発明の第二の形態の銅合金材料の製造方法に係る鋳造工程、熱間加工工程、急冷処理工程、冷間加工工程及び時効処理工程は、本発明の第二の形態の銅合金材料に係る鋳造工程、熱間加工工程、急冷処理工程、冷間加工工程及び時効処理工程と同様であり、該時効処理工程の後に、必要に応じて、曲げ加工等の二次加工を行うことができる点も同様である。
【００６２】
本発明の第一の形態の銅合金材料及び本発明の第二の形態の銅合金材料は、ＪＩＳ  Ｚ  ３２３４のクラス３の規格に適合する強度及び導電性を有しているので、Ｃｕ−Ｂｅ系銅合金材料に代わる銅合金材料として用いることができる。
【００６３】
例えば、本発明の第一の形態の銅合金材料及び本発明の第二の形態の銅合金材料は、従来、溶接機器の電極部材等として用いられていたＣｕ−Ｂｅ系銅合金材料に代わる銅合金材料として、好適に用いられる。
【００６４】
すなわち、本発明の溶接機器の電極部材は、本発明の第一の形態の銅合金材料又は本発明の第二の形態の銅合金材料からなる。
【００６５】
次に、実施例を挙げて本発明を更に具体的に説明するが、これは単に例示であって、本発明を制限するものではない。
【実施例】
【００６６】
（実施例１〜５、比較例１〜８）
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｚｒ及びＢｉの地金を用いて、表１に示す成分に配合し、高周波溶解炉を用いてφ１００ｍｍの鋳塊を製造後、φ９０ｍｍに皮剥きし、表１（実施例１〜５）又は表３（比較例１〜８）に示す熱間加工温度で熱間押出を行い、φ２０ｍｍ棒の熱間加工材Ａを得た。熱間押出の押出機の出口側に、冷却用の水槽を用意し、熱間押出後直ちに、該熱間加工材Ａを、該水槽に誘導し、急冷して、該急冷処理材Ｂを得た。この急冷の際の３００℃における冷却速度を、表１（実施例１〜５）又は表３（比較例１〜８）に示す。なお、冷却速度は、同一温度に加熱した同一寸法のダミーに熱電対を埋め込んで測定した。
次いで、該急冷処理材Ｂを、冷間で、引抜加工し、冷間加工材Ｃを得た。得られた該冷間加工材Ｃについて、曲げ加工試験（評価１）を行った。その結果を表２（実施例１〜５）又は表４（比較例１〜８）に示す。
次いで、曲げ加工試験後の該冷間加工材Ｃを、５００℃で２時間加熱して時効処理を行い、銅合金材料Ｄを得た。得られた該銅合金材料Ｄについて、引張試験、硬さの測定（評価２）、軟化特性温度の測定（評価３）、並びに導電率の測定（評価４）を行なった。その結果を表２（実施例１〜５）又は表４（比較例１〜８）に示す。また、該銅合金材料Ｄの結晶粒の平均粒径の測定を行った。その結果を表２（実施例１〜５）又は表４（比較例１〜８）に示す。
【００６７】
（評価試験方法）
（１）曲げ加工試験（評価１）
該冷間加工材Ｃを、冷間で９０度曲げを行い、曲げ部分の表面状態を観察した。曲げ加工後の表面に、割れ及びシワが発生しなかった場合を「○」とし、割れ又はシワが発生した場合を「×」とした。
（２）引張試験、硬さの測定及び延性試験（評価２）
該銅合金材料Ｄの引張試験を、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠して行なった。また、該銅合金材料Ｄのビッカース硬さ測定を、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４４に準拠して行った。
クラス３の規格値は、「引張強さ：６９０ＭＰａ以上、伸び：９％以上、ビッカース硬さ：２００以上」であるので、該クラス３の規格値を満足したものを「○」とし、満足しなかったものを「×」とした。
（３）軟化特性温度の測定（評価３）
該銅合金材料Ｄを、４７５℃の塩浴炉内に投入し、投入前後でビッカース硬さの測定を行った。塩浴炉内に投入前の該銅合金材料Ｄのビッカース硬さに対する投入後の該銅合金材料Ｄのビッカース硬さの比（投入後の硬さ／投入前の硬さ）が、０．８５以上のものを「○」とし、０．８５未満のものを「×」とした。
（４）導電率の測定（評価４）
導電率を、断面にて、シグマテスターにより測定した。
クラス３の規格値は、「導電率：４５％ＩＡＣＳ以上」であるので、該クラス３の規格値を満足したものを「○」とし、満足しなかったものを「×」とした。
（５）銅合金材料中の結晶粒の平均粒径の測定
該銅合金材料Ｄ中の結晶粒の平均粒径の測定は、ＪＩＳ  Ｈ  ０５０１に準拠する、切断法にて行なった。
平均粒径が５μｍ以下であった場合を「○」とし、５μｍを超えた場合を「×」とした。
【００６８】
【表１】
2008163439.tif 000002
【００６９】
【表２】
2008163439.tif 000003
【００７０】
【表３】
2008163439.tif 000004
【００７１】
【表４】
2008163439.tif 000005
【００７２】
・比較例１は、Ｓｉ含有量が少なかったため、十分な強度が得られず、また、Ｎｉ／Ｓｉ比が高かったため、過剰のＮｉにより、導電率が低くなり、クラス３で要求される特性評価２及び４に不合格であった。
・比較例２は、Ｎｉ含有量が多かったため、導電率が低く、クラス３で要求される特性評価４に不合格であった。
・比較例３は、熱間押出後の急冷での冷却速度が遅かったために、結晶粒の粗大化及び粗大Ｎｉ２Ｓｉの析出が生じてしまい、その結果、強度が低くなった。そのため、特性評価１及びクラス３で要求される特性評価２に不合格であった。
・比較例４は、Ｎｉ／Ｓｉ比が低かったため、過剰のＳｉにより、導電率が低くなり、クラス３で要求される特性評価４に不合格であった。
・比較例５は、Ｚｒ含有量が少なかったため、軟化特性温度が低くなり、また、強度が低くなり、クラス３で要求される特性評価２及び３に不合格であった。
・比較例６は、熱間押出温度が低かったために、析出硬化元素が十分に固溶せず、そのために、強度が低くなった。そのため、クラス３で要求される特性評価１及び２に不合格であった。
・比較例７は、Ｚｒ含有量が多かったために、粗大な析出物が生成してしまい、その結果、延性が低下した。そのため、クラス３で要求される特性評価２に不合格であった。
・比較例８は、Ｎｉ含有量が少なかったため、強度が低く、クラス３で要求される特性評価２に不合格であった。
【産業上の利用可能性】
【００７３】
本発明によれば、環境に有害なＢｅを含有させなくても、高強度且つ高導電性の銅合金材料を提供できる。