JP2000273561A - 端子用銅基合金及びその製造方法 - Google Patents
端子用銅基合金及びその製造方法Info
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- JP2000273561A JP2000273561A JP11080280A JP8028099A JP2000273561A JP 2000273561 A JP2000273561 A JP 2000273561A JP 11080280 A JP11080280 A JP 11080280A JP 8028099 A JP8028099 A JP 8028099A JP 2000273561 A JP2000273561 A JP 2000273561A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 強度、導電性、曲げ加工性および耐応力緩和
特性のいずれにも優れた端子用銅基合金及びその合金条
の製造方法を提供する。 【解決手段】 Ｍｎ：０．４５〜３．０％、Ｓｎ：０．
５〜２．０％、Ｐ：０．０１〜１．０％を含有し、また
はさらにＺｎ：０．０１〜２．０％を含有し、残部がＣ
ｕと不可避不純物からなり、Ｍｎ／Ｐの値が４５より小
さい端子用銅基合。合金鋳塊を溶製する第１工程、所定
開始温度、所定終了温度で熱間圧延し急冷する第２工
程、冷間圧延し、所定温度で中間焼鈍し、冷間圧延と中
間焼鈍を繰り返して圧延率８５％以上とする第３工程、
所定圧延率で仕上げ冷間圧延する第４工程、および所定
温度で低温焼鈍する第５工程からなる合金条の製造方
法。
特性のいずれにも優れた端子用銅基合金及びその合金条
の製造方法を提供する。 【解決手段】 Ｍｎ：０．４５〜３．０％、Ｓｎ：０．
５〜２．０％、Ｐ：０．０１〜１．０％を含有し、また
はさらにＺｎ：０．０１〜２．０％を含有し、残部がＣ
ｕと不可避不純物からなり、Ｍｎ／Ｐの値が４５より小
さい端子用銅基合。合金鋳塊を溶製する第１工程、所定
開始温度、所定終了温度で熱間圧延し急冷する第２工
程、冷間圧延し、所定温度で中間焼鈍し、冷間圧延と中
間焼鈍を繰り返して圧延率８５％以上とする第３工程、
所定圧延率で仕上げ冷間圧延する第４工程、および所定
温度で低温焼鈍する第５工程からなる合金条の製造方
法。
Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、自動車用のコネク
タ端子などに用いられる端子用銅基合金、及び、その合
金条の製造方法に関する。
タ端子などに用いられる端子用銅基合金、及び、その合
金条の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年のエレクトロニクスの発展に伴い、
自動車のコネクタ端子などの端子は、より一層の高密度
化、小型化、軽量化、そして信頼性向上が求められ、ま
た、エンジンの高性能化によりエンジンルーム内の温度
が上昇するに伴い、エンジンルームに使用される端子
も、より高信頼性及び高耐熱性が要求されるようになっ
てきている。
自動車のコネクタ端子などの端子は、より一層の高密度
化、小型化、軽量化、そして信頼性向上が求められ、ま
た、エンジンの高性能化によりエンジンルーム内の温度
が上昇するに伴い、エンジンルームに使用される端子
も、より高信頼性及び高耐熱性が要求されるようになっ
てきている。
【０００３】自動車用のコネクタ端子などの端子の信頼
性が向上するには、具体的には、強度、ばね特性、導電
性、曲げ加工性、耐応力緩和特性、耐食性に優れるこ
と、が必要である。例えば、導電率、耐応力緩和特性を
兼ね備えていないと、端子の自己発熱による酸化、めっ
き剥離、応力緩和、回路の電圧降下、ハウジングの軟化
や変形が生じる可能性がある。
性が向上するには、具体的には、強度、ばね特性、導電
性、曲げ加工性、耐応力緩和特性、耐食性に優れるこ
と、が必要である。例えば、導電率、耐応力緩和特性を
兼ね備えていないと、端子の自己発熱による酸化、めっ
き剥離、応力緩和、回路の電圧降下、ハウジングの軟化
や変形が生じる可能性がある。
【０００４】従来より、端子には、黄銅、リン青銅や、
Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系合金などの銅基合金が使用され
ていた。
Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系合金などの銅基合金が使用され
ていた。
【０００５】しかし、端子用銅基合金として従来用いら
れてきた黄銅は、安価ではあるが、導電率が低く、例え
ばＣ２６００で２７％ＩＡＣＳであり、耐食性や耐応力
緩和特性にも問題があった。また、リン青銅は、強度は
優れているが、導電率が低く、例えばＣ５２１０で１２
％ＩＡＣＳ程度であり、耐応力緩和特性にも問題があ
り、さらに価格も高く経済的ではなかった。
れてきた黄銅は、安価ではあるが、導電率が低く、例え
ばＣ２６００で２７％ＩＡＣＳであり、耐食性や耐応力
緩和特性にも問題があった。また、リン青銅は、強度は
優れているが、導電率が低く、例えばＣ５２１０で１２
％ＩＡＣＳ程度であり、耐応力緩和特性にも問題があ
り、さらに価格も高く経済的ではなかった。
【０００６】Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系合金は、これらの
二種の合金の欠点を補うため開発されたものである。特
公平８−９７４５号には、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系合金
鋳造塊を熱間圧延した後、冷間圧延と熱処理を繰り返し
て、端子用銅基合金条を製造する方法が記載されてい
る。
二種の合金の欠点を補うため開発されたものである。特
公平８−９７４５号には、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系合金
鋳造塊を熱間圧延した後、冷間圧延と熱処理を繰り返し
て、端子用銅基合金条を製造する方法が記載されてい
る。
【０００７】しかしながら、このようにして製造され
た、例えばＣｕ−１．０Ｎｉ−０．９Ｓｎ−０．０５Ｐ
（数値は重量％）の銅基合金条は、強度、耐応力緩和特
性については優れているものの、導電率は３８％ＩＡＣ
Ｓと低く、曲げ加工性も十分とはいえない。
た、例えばＣｕ−１．０Ｎｉ−０．９Ｓｎ−０．０５Ｐ
（数値は重量％）の銅基合金条は、強度、耐応力緩和特
性については優れているものの、導電率は３８％ＩＡＣ
Ｓと低く、曲げ加工性も十分とはいえない。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記事情に
鑑み、強度、ばね限界値、導電率、耐応力緩和特性、曲
げ加工性のいずれにも優れた端子用銅基合金及びこの合
金条の製造方法を提供することを目的とする。
鑑み、強度、ばね限界値、導電率、耐応力緩和特性、曲
げ加工性のいずれにも優れた端子用銅基合金及びこの合
金条の製造方法を提供することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記目的
を達成すべく、前記課題について鋭意検討した結果、Ｃ
ｕ−Ｍｎ−Ｓｎ−Ｐ系合金、または、Ｃｕ−Ｍｎ−Ｓｎ
−Ｐ−Ｚｎ系合金の最適組成及び最適製造条件を選ぶこ
とにより、優れた強度、ばね限界値、導電率、耐応力緩
和特性、及び、曲げ加工性が得られることを見いだし、
本発明に到達した。
を達成すべく、前記課題について鋭意検討した結果、Ｃ
ｕ−Ｍｎ−Ｓｎ−Ｐ系合金、または、Ｃｕ−Ｍｎ−Ｓｎ
−Ｐ−Ｚｎ系合金の最適組成及び最適製造条件を選ぶこ
とにより、優れた強度、ばね限界値、導電率、耐応力緩
和特性、及び、曲げ加工性が得られることを見いだし、
本発明に到達した。
【００１０】すなわち、本発明の第１の端子用銅基合金
は、重量％で、Ｍｎ：０．４５〜３．０％、Ｓｎ：０．
５〜２．０％、Ｐ：０．０１〜１．０％を含有し、残部
がＣｕと不可避不純物からなり、かつ該Ｍｎ％と該Ｐ％
との比の値が４５より小さいことを特徴とする。
は、重量％で、Ｍｎ：０．４５〜３．０％、Ｓｎ：０．
５〜２．０％、Ｐ：０．０１〜１．０％を含有し、残部
がＣｕと不可避不純物からなり、かつ該Ｍｎ％と該Ｐ％
との比の値が４５より小さいことを特徴とする。
【００１１】また、本発明の第２の端子用銅基合金は、
重量％で、Ｍｎ：０．４５〜３．０％、Ｓｎ：０．５〜
２．０％、Ｐ：０．０１〜１．０％、Ｚｎ：０．０１〜
２．０％を含有し、残部がＣｕと不可避不純物からな
り、かつ該Ｍｎ％と該Ｐ％との比の値が４５より小さい
ことを特徴とする。
重量％で、Ｍｎ：０．４５〜３．０％、Ｓｎ：０．５〜
２．０％、Ｐ：０．０１〜１．０％、Ｚｎ：０．０１〜
２．０％を含有し、残部がＣｕと不可避不純物からな
り、かつ該Ｍｎ％と該Ｐ％との比の値が４５より小さい
ことを特徴とする。
【００１２】また、本発明の第１の端子用銅基合金条の
製造方法は、（１）重量％で、Ｍｎ：０．４５〜３．０
％、Ｓｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０１〜１．０％
を含有し、残部がＣｕと不可避不純物からなり、かつ該
Ｍｎ％と該Ｐ％との比の値が４５より小さい合金鋳塊を
鋳造する第１工程、（２）開始温度を６５０〜９００
℃、終了温度を６００〜７５０℃として熱間圧延し急冷
する第２工程、（３）冷間圧延し、次に焼鈍温度を４５
０〜６００℃として中間焼鈍し、必要によりさらに該冷
間圧延及び該中間焼鈍を繰り返し、圧延率を８５％以上
とする第３工程、（４）圧延率を５０〜６０％として仕
上げ冷間圧延する第４工程、及び、（５）焼鈍温度を２
５０〜４００℃として低温焼鈍する第５工程からなるこ
とを特徴とする。
製造方法は、（１）重量％で、Ｍｎ：０．４５〜３．０
％、Ｓｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０１〜１．０％
を含有し、残部がＣｕと不可避不純物からなり、かつ該
Ｍｎ％と該Ｐ％との比の値が４５より小さい合金鋳塊を
鋳造する第１工程、（２）開始温度を６５０〜９００
℃、終了温度を６００〜７５０℃として熱間圧延し急冷
する第２工程、（３）冷間圧延し、次に焼鈍温度を４５
０〜６００℃として中間焼鈍し、必要によりさらに該冷
間圧延及び該中間焼鈍を繰り返し、圧延率を８５％以上
とする第３工程、（４）圧延率を５０〜６０％として仕
上げ冷間圧延する第４工程、及び、（５）焼鈍温度を２
５０〜４００℃として低温焼鈍する第５工程からなるこ
とを特徴とする。
【００１３】また、本発明の第２の端子用銅基合金条の
製造方法は、（１）重量％で、Ｍｎ：０．４５〜３．０
％、Ｓｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０１〜１．０
％、Ｚｎ：０．０１〜２．０％を含有し、残部がＣｕと
不可避不純物からなり、かつ該Ｍｎ％と該Ｐ％との比の
値が４５より小さい合金鋳塊を鋳造する第１工程、
（２）開始温度を６５０〜９００℃、終了温度を６００
〜７５０℃として熱間圧延し急冷する第２工程、（３）
冷間圧延し、次に焼鈍温度を４５０〜６００℃として中
間焼鈍し、必要によりさらに該冷間圧延及び該中間焼鈍
を繰り返し、圧延率を８５％以上とする第３工程、
（４）圧延率を５０〜６０％として仕上げ冷間圧延する
第４工程、及び、（５）焼鈍温度を２５０〜４００℃と
して低温焼鈍する第５工程からなることを特徴とする。
製造方法は、（１）重量％で、Ｍｎ：０．４５〜３．０
％、Ｓｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０１〜１．０
％、Ｚｎ：０．０１〜２．０％を含有し、残部がＣｕと
不可避不純物からなり、かつ該Ｍｎ％と該Ｐ％との比の
値が４５より小さい合金鋳塊を鋳造する第１工程、
（２）開始温度を６５０〜９００℃、終了温度を６００
〜７５０℃として熱間圧延し急冷する第２工程、（３）
冷間圧延し、次に焼鈍温度を４５０〜６００℃として中
間焼鈍し、必要によりさらに該冷間圧延及び該中間焼鈍
を繰り返し、圧延率を８５％以上とする第３工程、
（４）圧延率を５０〜６０％として仕上げ冷間圧延する
第４工程、及び、（５）焼鈍温度を２５０〜４００℃と
して低温焼鈍する第５工程からなることを特徴とする。
【００１４】本発明の製造方法における第２工程で得ら
れた熱間圧延物は、１００μｍ以下の結晶粒径を有す
る。また、本発明の製造方法における第３工程で得られ
た中間焼鈍物は、５μｍ以下の再結晶粒径を有する。
れた熱間圧延物は、１００μｍ以下の結晶粒径を有す
る。また、本発明の製造方法における第３工程で得られ
た中間焼鈍物は、５μｍ以下の再結晶粒径を有する。
【００１５】上記本発明によれば、引張強さが５００Ｍ
Ｐａ以上、ばね限界値が４００ＭＰａ以上、応力緩和率
が１０％以下、かつ、導電率が４０％ＩＡＣＳ以上を実
現する。
Ｐａ以上、ばね限界値が４００ＭＰａ以上、応力緩和率
が１０％以下、かつ、導電率が４０％ＩＡＣＳ以上を実
現する。
【００１６】
【発明の実施の形態】（１）合金元素 本発明の銅基合金中の添加元素、及び、本発明の銅基合
金条の製造方法の第１工程で銅基合金鋳塊を溶製する際
の添加元素は、次の作用効果を奏する。 （ａ）Ｍｎ Ｍｎは、Ｃｕマトリクス中に固溶して、強度、ばね特性
および耐応力緩和特性を向上させる。また、共存するＰ
と形成したＭｎ−Ｐ系金属間化合物（Ｍｎ3 Ｐ）は、マ
トリクス中に均一微細に分散析出して、導電性を向上さ
せ、強度、ばね特性および耐応力緩和特性をさらに向上
させる。
金条の製造方法の第１工程で銅基合金鋳塊を溶製する際
の添加元素は、次の作用効果を奏する。 （ａ）Ｍｎ Ｍｎは、Ｃｕマトリクス中に固溶して、強度、ばね特性
および耐応力緩和特性を向上させる。また、共存するＰ
と形成したＭｎ−Ｐ系金属間化合物（Ｍｎ3 Ｐ）は、マ
トリクス中に均一微細に分散析出して、導電性を向上さ
せ、強度、ばね特性および耐応力緩和特性をさらに向上
させる。
【００１７】上記Ｍｎの作用効果は、Ｍｎ組成が０．２
重量％未満では十分得ることができず、３．０重量％を
超えると飽和してしまう。従って、Ｍｎ組成は０．２重
量％以上が必要であるが、後述する「Ｍｎ重量％とＰ重
量％との比の値」と、「Ｐ重量％の値」との関係で、Ｍ
ｎ組成は０．４５重量％以上、３．０重量％以下とす
る。 （ｂ）Ｓｎ Ｓｎは、Ｃｕマトリクス中に固溶して、強度およびばね
特性を向上させる。
重量％未満では十分得ることができず、３．０重量％を
超えると飽和してしまう。従って、Ｍｎ組成は０．２重
量％以上が必要であるが、後述する「Ｍｎ重量％とＰ重
量％との比の値」と、「Ｐ重量％の値」との関係で、Ｍ
ｎ組成は０．４５重量％以上、３．０重量％以下とす
る。 （ｂ）Ｓｎ Ｓｎは、Ｃｕマトリクス中に固溶して、強度およびばね
特性を向上させる。
【００１８】上記Ｓｎの作用効果は、Ｓｎ組成が０．５
重量％未満では十分得ることができず、Ｓｎ組成が２．
０重量％を超えると飽和してしまう。従って、Ｓｎ組成
は０．５重量％以上が必要で、２．０重量％以下が好ま
しい。 （ｃ）Ｐ Ｐは、Ｃｕマトリクス中に固溶しているだけでなく、分
散析出するＭｎ−Ｐ系金属間化合物（Ｍｎ3 Ｐ）を共存
するＭｎと形成する。これにより、強度、導電性、ばね
特性および耐応力緩和特性を向上させる。なお、Ｐは、
鋳塊溶製時に溶湯の脱酸剤として作用する。
重量％未満では十分得ることができず、Ｓｎ組成が２．
０重量％を超えると飽和してしまう。従って、Ｓｎ組成
は０．５重量％以上が必要で、２．０重量％以下が好ま
しい。 （ｃ）Ｐ Ｐは、Ｃｕマトリクス中に固溶しているだけでなく、分
散析出するＭｎ−Ｐ系金属間化合物（Ｍｎ3 Ｐ）を共存
するＭｎと形成する。これにより、強度、導電性、ばね
特性および耐応力緩和特性を向上させる。なお、Ｐは、
鋳塊溶製時に溶湯の脱酸剤として作用する。
【００１９】上記Ｐの作用効果は、Ｐ組成が０．０１重
量％未満では十分得ることができず、Ｐ組成が１．０重
量％を超えると飽和してしまう。従って、Ｐ組成は０．
０１重量％以上が必要で、１．０重量％以下が好まし
い。 （ｄ）Ｍｎ重量％とＰ重量％との比の値 Ｍｎ−Ｐ系金属間化合物（Ｍｎ3 Ｐ）を十分に分散析出
させるために、Ｍｎ重量％とＰ重量％との比の値を４５
より小さくする必要がある。この値が４５以上になる
と、Ｍｎ−Ｐ系金属間化合物（Ｍｎ3 Ｐ）の析出量が非
常にわずかになってしまうために、導電性および耐応力
緩和特性を向上させることができない。 （２）熱間圧延 （ａ）溶体化処理する、（ｂ）熱間圧延後の結晶粒径を
１００μｍ以下（通常は１０μｍ以上）に調整するため
に、開始温度を６５０〜９００℃、終了温度を６００〜
７５０℃として熱間圧延する。ここで、溶体化処理は、
Ｍｎ、Ｐを十分固溶させる（後工程でＭｎ3 Ｐ化合物と
して時効析出させる（後述））ためのものである。開始
温度が６５０℃未満では、圧延の進行に伴う温度降下の
ためにＭｎ、Ｐの固溶が不十分となり易く、後工程で上
記時効析出効果（時効性）が充分得られない。一方、９
００℃より高い温度になると、その温度が融点近傍であ
るため熱間圧延自体が行えなくなる。また、終了温度が
６００℃未満では、Ｍｎ、Ｐの固溶が不十分となる。一
方、７５０℃を超えると、曲げ加工性を充分向上させる
ことが不可能となってしまう。何故なら、結晶粒径を１
００μｍ以下に調整できず（結晶粒径が１００μｍを超
え）、後工程の冷間圧延・中間焼鈍後における（仕上げ
圧延に供する）再結晶粒径を５μｍ以下に調整すること
ができなくなるからである（後述の冷間圧延・中間焼鈍
参照）。 （３）急冷 常温で単一相（過飽和状態）組織にするために、溶体化
処理した熱間圧延物を急冷する。この急冷は、通常行わ
れている水冷・空冷・油冷などにより行えばよい。 （４）冷間圧延・中間焼鈍 上記急冷で得た熱間圧延物は通常、面削する。次に、冷
間圧延した後、焼鈍温度を４５０〜６００℃として中間
焼鈍する。この冷間圧延・中間焼鈍は、１回で済ませて
もよいが、効率よく冷間圧延を行うために複数回行って
もよい。１回で済ませる場合は、圧延率を８５％以上と
して冷間圧延した後、焼鈍温度を４５０〜６００℃とし
て中間焼鈍する。また、複数回行う場合は、冷間圧延
し、次に焼鈍温度を４５０〜６００℃として中間焼鈍し
た後、該冷間圧延および該中間焼鈍を繰り返して圧延率
を８５％以上とする。このように冷間圧延率の圧延率を
８５％以上とするのは、（ａ）熱間圧延で固溶したＭｎ
とＰからＭｎ3 Ｐ化合物を時効析出させる、（ｂ）５μ
ｍ以下の再結晶粒径にするためである。時効析出するＭ
ｎ3 Ｐ化合物の粒径は、ＭｎとＰの組成にもよるが２０
ｎｍ以下で微細である。冷間圧延・中間焼鈍において再
結晶が充分進行しないか、再結晶粒径が５μｍを超える
と、曲げ加工性を充分向上させることが不可能となって
しまう。
量％未満では十分得ることができず、Ｐ組成が１．０重
量％を超えると飽和してしまう。従って、Ｐ組成は０．
０１重量％以上が必要で、１．０重量％以下が好まし
い。 （ｄ）Ｍｎ重量％とＰ重量％との比の値 Ｍｎ−Ｐ系金属間化合物（Ｍｎ3 Ｐ）を十分に分散析出
させるために、Ｍｎ重量％とＰ重量％との比の値を４５
より小さくする必要がある。この値が４５以上になる
と、Ｍｎ−Ｐ系金属間化合物（Ｍｎ3 Ｐ）の析出量が非
常にわずかになってしまうために、導電性および耐応力
緩和特性を向上させることができない。 （２）熱間圧延 （ａ）溶体化処理する、（ｂ）熱間圧延後の結晶粒径を
１００μｍ以下（通常は１０μｍ以上）に調整するため
に、開始温度を６５０〜９００℃、終了温度を６００〜
７５０℃として熱間圧延する。ここで、溶体化処理は、
Ｍｎ、Ｐを十分固溶させる（後工程でＭｎ3 Ｐ化合物と
して時効析出させる（後述））ためのものである。開始
温度が６５０℃未満では、圧延の進行に伴う温度降下の
ためにＭｎ、Ｐの固溶が不十分となり易く、後工程で上
記時効析出効果（時効性）が充分得られない。一方、９
００℃より高い温度になると、その温度が融点近傍であ
るため熱間圧延自体が行えなくなる。また、終了温度が
６００℃未満では、Ｍｎ、Ｐの固溶が不十分となる。一
方、７５０℃を超えると、曲げ加工性を充分向上させる
ことが不可能となってしまう。何故なら、結晶粒径を１
００μｍ以下に調整できず（結晶粒径が１００μｍを超
え）、後工程の冷間圧延・中間焼鈍後における（仕上げ
圧延に供する）再結晶粒径を５μｍ以下に調整すること
ができなくなるからである（後述の冷間圧延・中間焼鈍
参照）。 （３）急冷 常温で単一相（過飽和状態）組織にするために、溶体化
処理した熱間圧延物を急冷する。この急冷は、通常行わ
れている水冷・空冷・油冷などにより行えばよい。 （４）冷間圧延・中間焼鈍 上記急冷で得た熱間圧延物は通常、面削する。次に、冷
間圧延した後、焼鈍温度を４５０〜６００℃として中間
焼鈍する。この冷間圧延・中間焼鈍は、１回で済ませて
もよいが、効率よく冷間圧延を行うために複数回行って
もよい。１回で済ませる場合は、圧延率を８５％以上と
して冷間圧延した後、焼鈍温度を４５０〜６００℃とし
て中間焼鈍する。また、複数回行う場合は、冷間圧延
し、次に焼鈍温度を４５０〜６００℃として中間焼鈍し
た後、該冷間圧延および該中間焼鈍を繰り返して圧延率
を８５％以上とする。このように冷間圧延率の圧延率を
８５％以上とするのは、（ａ）熱間圧延で固溶したＭｎ
とＰからＭｎ3 Ｐ化合物を時効析出させる、（ｂ）５μ
ｍ以下の再結晶粒径にするためである。時効析出するＭ
ｎ3 Ｐ化合物の粒径は、ＭｎとＰの組成にもよるが２０
ｎｍ以下で微細である。冷間圧延・中間焼鈍において再
結晶が充分進行しないか、再結晶粒径が５μｍを超える
と、曲げ加工性を充分向上させることが不可能となって
しまう。
【００２０】圧延率が８５％未満では、熱間圧延後の結
晶粒径が１００μｍ以下でも、後工程の仕上げ圧延に供
する再結晶粒径を５μｍ以下に調整することが難しくな
る。また、中間焼鈍温度が４５０℃未満では再結晶が充
分進行せず、一方６００℃より高い温度になると再結晶
粒が５μｍより粗大になってしまう。 （５）仕上げ冷間圧延 仕上げ冷間圧延の圧延率は、５０〜６０％とする。５０
％未満では、強度および耐応力緩和特性が低下し、一
方、６０％を超えると、曲げ加工性が低下する。 （６）低温焼鈍 Ｍｎ3 Ｐ化合物を十分に析出させると同時に、再結晶を
進行させることなく歪取りを行って、十分な曲げ加工性
を与えるために行う。そのために、低温焼鈍温度を２５
０〜４００℃とする。２５０℃未満では、上記析出反応
が起こらず曲げ加工性が低下する。一方、４００℃を超
えると、歪取りは行い得るが再結晶が進行してしまい、
強度および耐応力緩和特性が低下する。
晶粒径が１００μｍ以下でも、後工程の仕上げ圧延に供
する再結晶粒径を５μｍ以下に調整することが難しくな
る。また、中間焼鈍温度が４５０℃未満では再結晶が充
分進行せず、一方６００℃より高い温度になると再結晶
粒が５μｍより粗大になってしまう。 （５）仕上げ冷間圧延 仕上げ冷間圧延の圧延率は、５０〜６０％とする。５０
％未満では、強度および耐応力緩和特性が低下し、一
方、６０％を超えると、曲げ加工性が低下する。 （６）低温焼鈍 Ｍｎ3 Ｐ化合物を十分に析出させると同時に、再結晶を
進行させることなく歪取りを行って、十分な曲げ加工性
を与えるために行う。そのために、低温焼鈍温度を２５
０〜４００℃とする。２５０℃未満では、上記析出反応
が起こらず曲げ加工性が低下する。一方、４００℃を超
えると、歪取りは行い得るが再結晶が進行してしまい、
強度および耐応力緩和特性が低下する。
【００２１】
【実施例】以下、実施例、比較例および従来例により、
本発明をさらに具体的に説明する。なお、これら実施例
および比較例における合金鋳塊組成を表１〜表４に記載
した。また、従来例における合金条組成を表４に記載し
た。
本発明をさらに具体的に説明する。なお、これら実施例
および比較例における合金鋳塊組成を表１〜表４に記載
した。また、従来例における合金条組成を表４に記載し
た。
【００２２】実施例１〜３０ （１）合金鋳塊の溶製 Ｍｎ重量％とＰ重量％との比の値Ｍｎ／Ｐが異なる組成
の合金鋳塊を大気溶解炉を用いて溶製した。 （２）熱間圧延・急冷 合金鋳塊を熱間圧延開始温度８５０℃に加熱し、厚さ１
５．０ｍｍまで熱間圧延した。熱間圧延終了温度は、い
ずれも６５０℃とした。この後、常温の水中に浸漬して
急冷した。 （３）冷間圧延・中間焼鈍 急冷した熱間圧延物の表面を面削して厚さ１３．０ｍｍ
とした後、冷間圧延した。冷間圧延は、圧延率が９５％
（実施例１〜実施例１５）または８５％（実施例１６〜
実施例３０）となるまで、６００℃の中間焼鈍を間で行
って繰り返した。最後の中間焼鈍で得られた条の再結晶
粒径は、検鏡の結果、実施例１〜実施例１５では２〜
２．５μｍ、実施例１６〜実施例３０では４〜５μｍで
あった。 （４）仕上げ冷間圧延 圧延率６０％の仕上げ冷間圧延を行った。 （５）低温焼鈍 ３５０℃で低温焼鈍を行って、板厚０．２５ｍｍの条材
を製造した。 （６）測定など 製造した条材について検鏡した。その結果、いずれの実
施例もＭｎ3 Ｐ化合物が均一微細に分散析出していた。
の合金鋳塊を大気溶解炉を用いて溶製した。 （２）熱間圧延・急冷 合金鋳塊を熱間圧延開始温度８５０℃に加熱し、厚さ１
５．０ｍｍまで熱間圧延した。熱間圧延終了温度は、い
ずれも６５０℃とした。この後、常温の水中に浸漬して
急冷した。 （３）冷間圧延・中間焼鈍 急冷した熱間圧延物の表面を面削して厚さ１３．０ｍｍ
とした後、冷間圧延した。冷間圧延は、圧延率が９５％
（実施例１〜実施例１５）または８５％（実施例１６〜
実施例３０）となるまで、６００℃の中間焼鈍を間で行
って繰り返した。最後の中間焼鈍で得られた条の再結晶
粒径は、検鏡の結果、実施例１〜実施例１５では２〜
２．５μｍ、実施例１６〜実施例３０では４〜５μｍで
あった。 （４）仕上げ冷間圧延 圧延率６０％の仕上げ冷間圧延を行った。 （５）低温焼鈍 ３５０℃で低温焼鈍を行って、板厚０．２５ｍｍの条材
を製造した。 （６）測定など 製造した条材について検鏡した。その結果、いずれの実
施例もＭｎ3 Ｐ化合物が均一微細に分散析出していた。
【００２３】また、上記条材の引張強さおよび導電率を
測定するとともに、曲げ加工性および耐応力緩和特性を
調査した。得られた結果を表５に示す。 （ａ）引張強さおよび導電率 引張強さの測定はＪＩＳ Ｈ ２２４１に、導電率の測
定はＪＩＳ Ｈ ０５０５に準拠した。 （ｂ）曲げ加工性 曲げ加工性は、９０°Ｗ曲げ加工試験で評価した。試験
はＣＥＳ−Ｍ０００２−６に準拠し、曲げ半径が０．１
〜２．０ｍｍの治具で９０°Ｗ曲げ加工し、中央山表面
の状況を調べた。なお、曲げ軸は圧延方向に対して平行
方向（ＢａｄＷａｙ）とした。そして、割れおよびシワ
が発生しない最小曲げ半径Ｒを板厚ｔで割った値、すな
わち最小曲げ半径比Ｒ／ｔを求めた。最小曲げ半径比Ｒ
／ｔが小さいほど、曲げ加工性がよい。 （ｃ）耐応力緩和特性 応力緩和試験では、試験片の中央部の応力が４００ＭＰ
ａとなるようにアーチ曲げを行い、１５０℃の温度で１
０００時間保持した後、試験片の曲げぐせを治具を用い
て求めた。すなわち、次式により応力緩和率を算出し
た。なお、次式において、Ｌ0 は治具の長さ（ｍｍ）、
Ｌ1 は曲げぐせをつける前の試料端間の水平距離（ｍ
ｍ）、Ｌ2 は曲げぐせをつけた後の試料端間の水平距離
（ｍｍ）である。
測定するとともに、曲げ加工性および耐応力緩和特性を
調査した。得られた結果を表５に示す。 （ａ）引張強さおよび導電率 引張強さの測定はＪＩＳ Ｈ ２２４１に、導電率の測
定はＪＩＳ Ｈ ０５０５に準拠した。 （ｂ）曲げ加工性 曲げ加工性は、９０°Ｗ曲げ加工試験で評価した。試験
はＣＥＳ−Ｍ０００２−６に準拠し、曲げ半径が０．１
〜２．０ｍｍの治具で９０°Ｗ曲げ加工し、中央山表面
の状況を調べた。なお、曲げ軸は圧延方向に対して平行
方向（ＢａｄＷａｙ）とした。そして、割れおよびシワ
が発生しない最小曲げ半径Ｒを板厚ｔで割った値、すな
わち最小曲げ半径比Ｒ／ｔを求めた。最小曲げ半径比Ｒ
／ｔが小さいほど、曲げ加工性がよい。 （ｃ）耐応力緩和特性 応力緩和試験では、試験片の中央部の応力が４００ＭＰ
ａとなるようにアーチ曲げを行い、１５０℃の温度で１
０００時間保持した後、試験片の曲げぐせを治具を用い
て求めた。すなわち、次式により応力緩和率を算出し
た。なお、次式において、Ｌ0 は治具の長さ（ｍｍ）、
Ｌ1 は曲げぐせをつける前の試料端間の水平距離（ｍ
ｍ）、Ｌ2 は曲げぐせをつけた後の試料端間の水平距離
（ｍｍ）である。
【００２４】
【数１】
【００２５】
【表１】
【００２６】
【表２】
【００２７】
【表３】
【００２８】
【表４】
【００２９】
【表５】
【００３０】
【表６】
【００３１】
【表７】
【００３２】
【表８】
【００３３】比較例０〜７５ Ｍｎ重量％とＰ重量％との比の値Ｍｎ／Ｐが４５の合金
鋳塊を溶製した以外は、実施例１と同様に試験した。そ
の他の結果を表６〜表８に示す。
鋳塊を溶製した以外は、実施例１と同様に試験した。そ
の他の結果を表６〜表８に示す。
【００３４】市販端子用リン青銅条（従来例１）および
市販端子用黄銅条（従来例２）について、実施例１と同
様の測定などを行った（検鏡を除く）。得られた結果を
表２に示す。
市販端子用黄銅条（従来例２）について、実施例１と同
様の測定などを行った（検鏡を除く）。得られた結果を
表２に示す。
【００３５】以上の結果から、実施例１〜３０の合金条
はいずれも、引張強さが５５０ＭＰａ以上、導電率が５
０％ＩＡＣＳ以上、最小曲げ半径比が１以下、そして応
力緩和率が１０％以下であり、いずれの特性にも優れて
いることがわかる。
はいずれも、引張強さが５５０ＭＰａ以上、導電率が５
０％ＩＡＣＳ以上、最小曲げ半径比が１以下、そして応
力緩和率が１０％以下であり、いずれの特性にも優れて
いることがわかる。
【００３６】これに対して、比較例および従来例の合金
条は、次の（１）〜（７）で述べるように、引張強さ、
導電率、最小曲げ半径比および応力緩和率のうちの少な
くとも一つが、実施例が満足する上記領域から外れて劣
っている。 （１）Ｍｎ／Ｐが４５の比較例０の合金条は、導電率お
よび応力緩和率が劣っている。 （２）冷間圧延・中間焼鈍における圧延率が少なく、再
結晶粒径が大きい比較例１〜１５の合金条は、最小曲げ
半径比が劣る。また、導電率も劣っている。 （３）仕上げ冷間圧延における圧延率が少ない比較例１
６〜３０の合金条は、引張強さおよび応力緩和率が劣っ
ている。また、導電率も劣っている。 （４）仕上げ冷間圧延における圧延率が多い比較例３１
〜４５の合金条は、最小曲げ半径比が劣っている。 （５）低温焼鈍における焼鈍温度が低い比較例４６〜６
０の合金条は、最小曲げ半径比が劣る。また、応力緩和
率も劣っている。 （６）低温焼鈍における焼鈍温度が高い比較例６１〜７
５の合金条は、引張強さおよび応力緩和率が劣ってい
る。 （７）従来例１の合金（リン青銅）条および従来例２の
合金（黄銅）条はいずれも、導電率および応力緩和率が
劣っている。
条は、次の（１）〜（７）で述べるように、引張強さ、
導電率、最小曲げ半径比および応力緩和率のうちの少な
くとも一つが、実施例が満足する上記領域から外れて劣
っている。 （１）Ｍｎ／Ｐが４５の比較例０の合金条は、導電率お
よび応力緩和率が劣っている。 （２）冷間圧延・中間焼鈍における圧延率が少なく、再
結晶粒径が大きい比較例１〜１５の合金条は、最小曲げ
半径比が劣る。また、導電率も劣っている。 （３）仕上げ冷間圧延における圧延率が少ない比較例１
６〜３０の合金条は、引張強さおよび応力緩和率が劣っ
ている。また、導電率も劣っている。 （４）仕上げ冷間圧延における圧延率が多い比較例３１
〜４５の合金条は、最小曲げ半径比が劣っている。 （５）低温焼鈍における焼鈍温度が低い比較例４６〜６
０の合金条は、最小曲げ半径比が劣る。また、応力緩和
率も劣っている。 （６）低温焼鈍における焼鈍温度が高い比較例６１〜７
５の合金条は、引張強さおよび応力緩和率が劣ってい
る。 （７）従来例１の合金（リン青銅）条および従来例２の
合金（黄銅）条はいずれも、導電率および応力緩和率が
劣っている。
【００３７】
【発明の効果】本発明の端子用銅基合金及びその銅基合
金条の製造方法によれば、強度、導電性、曲げ加工性お
よび耐応力緩和特性のすべてに優れた、従って自動車な
どの端子用に用いて極めて好適な銅基合金条を提供する
ことができる。
金条の製造方法によれば、強度、導電性、曲げ加工性お
よび耐応力緩和特性のすべてに優れた、従って自動車な
どの端子用に用いて極めて好適な銅基合金条を提供する
ことができる。
フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） // Ｃ２２Ｆ 1/00 ６０４ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６０４ ６２３ ６２３ ６６１ ６６１Ａ ６８２ ６８２ ６８３ ６８３ ６８４ ６８４Ｃ ６８５ ６８５Ｚ ６８６ ６８６Ｂ ６９１ ６９１Ｂ ６９４ ６９４Ａ ６９４Ｂ
Claims (7)
- 【請求項１】 重量％で、Ｍｎ：０．４５〜３．０％、
Ｓｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０１〜１．０％を含
有し、残部がＣｕと不可避不純物からなり、かつ該Ｍｎ
％と該Ｐ％との比の値が４５より小さい端子用銅基合
金。 - 【請求項２】 重量％で、Ｍｎ：０．４５〜３．０％、
Ｓｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０１〜１．０％、Ｚ
ｎ：０．０１〜２．０％を含有し、残部がＣｕと不可避
不純物からなり、かつ該Ｍｎ％と該Ｐ％との比の値が４
５より小さい端子用銅基合金。 - 【請求項３】 引張強さが５００ＭＰａ以上、ばね限界
値が４００ＭＰａ以上、応力緩和率が１０％以下、か
つ、導電率が４０％ＩＡＣＳ以上の特性を有している請
求項１または請求項２のいずれかに記載の端子用銅基合
金。 - 【請求項４】 （１）重量％で、Ｍｎ：０．４５〜３．
０％、Ｓｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０１〜１．０
％を含有し、残部がＣｕと不可避不純物からなり、かつ
該Ｍｎ％と該Ｐ％との比の値が４５より小さい合金鋳塊
を鋳造する第１工程、（２）開始温度を６５０〜９００
℃、終了温度を６００〜７５０℃として熱間圧延し急冷
する第２工程、（３）冷間圧延し、次に焼鈍温度を４５
０〜６００℃として中間焼鈍し、必要によりさらに該冷
間圧延及び該中間焼鈍を繰り返し、圧延率を８５％以上
とする第３工程、（４）圧延率を５０〜６０％として仕
上げ冷間圧延する第４工程、及び、（５）焼鈍温度を２
５０〜４００℃として低温焼鈍する第５工程からなる端
子用銅基合金条の製造方法。 - 【請求項５】 （１）重量％で、Ｍｎ：０．４５〜３．
０％、Ｓｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０１〜１．０
％、Ｚｎ：０．０１〜２．０％を含有し、残部がＣｕと
不可避不純物からなり、かつ該Ｍｎ％と該Ｐ％との比の
値が４５より小さい合金鋳塊を鋳造する第１工程、
（２）開始温度を６５０〜９００℃、終了温度を６００
〜７５０℃として熱間圧延し急冷する第２工程、（３）
冷間圧延し、次に焼鈍温度を４５０〜６００℃として中
間焼鈍し、必要によりさらに該冷間圧延及び該中間焼鈍
を繰り返し、圧延率を８５％以上とする第３工程、
（４）圧延率を５０〜６０％として仕上げ冷間圧延する
第４工程、及び、（５）焼鈍温度を２５０〜４００℃と
して低温焼鈍する第５工程からなる端子用銅基合金条の
製造方法。 - 【請求項６】 第２工程で得られた熱間圧延物は、１０
０μｍ以下の結晶粒径を有する請求項４または請求項５
のいずれかに記載の端子用銅基合金条の製造方法。 - 【請求項７】 第３工程で得られた中間焼鈍物は、５μ
ｍ以下の再結晶粒径を有する請求項４または請求項５の
いずれかに記載の端子用銅基合金条の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11080280A JP2000273561A (ja) | 1999-03-24 | 1999-03-24 | 端子用銅基合金及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11080280A JP2000273561A (ja) | 1999-03-24 | 1999-03-24 | 端子用銅基合金及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000273561A true JP2000273561A (ja) | 2000-10-03 |
Family
ID=13713874
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11080280A Pending JP2000273561A (ja) | 1999-03-24 | 1999-03-24 | 端子用銅基合金及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2000273561A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2002053790A1 (fr) * | 2000-12-28 | 2002-07-11 | Nippon Mining & Metals Co., Ltd. | Alliage de cuivre haute resistance ayant une excellente aptitude au pliage et son procede de fabrication, terminal et connecteur comportant cet alliage |
| KR100527994B1 (ko) * | 2002-03-29 | 2005-11-09 | 닛코킨조쿠카코 가부시키가이샤 | 펀칭가공성이 우수한 단자·커넥터용 인청동막대, 및 굽힘성 및 펀칭가공성이 모두 우수한 단자·커넥터용 인청동막대 및 그 제조방법 |
| CN102828063A (zh) * | 2012-09-18 | 2012-12-19 | 苏州天兼金属新材料有限公司 | 一种无铅环保高强度耐磨铜基新型合金棒及其制备方法 |
| CN103045899A (zh) * | 2013-01-16 | 2013-04-17 | 苏州金仓合金新材料有限公司 | 一种无铅环保高强度耐磨铜基新型合金管及其制备方法 |
| EP3042971B1 (en) | 2013-09-04 | 2018-11-07 | Hunan Terry New Materials Company Ltd. | Lead-free high-sulphur easy-cutting alloy containing manganese and copper and preparation method therefor |
-
1999
- 1999-03-24 JP JP11080280A patent/JP2000273561A/ja active Pending
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2002053790A1 (fr) * | 2000-12-28 | 2002-07-11 | Nippon Mining & Metals Co., Ltd. | Alliage de cuivre haute resistance ayant une excellente aptitude au pliage et son procede de fabrication, terminal et connecteur comportant cet alliage |
| KR100527994B1 (ko) * | 2002-03-29 | 2005-11-09 | 닛코킨조쿠카코 가부시키가이샤 | 펀칭가공성이 우수한 단자·커넥터용 인청동막대, 및 굽힘성 및 펀칭가공성이 모두 우수한 단자·커넥터용 인청동막대 및 그 제조방법 |
| CN102828063A (zh) * | 2012-09-18 | 2012-12-19 | 苏州天兼金属新材料有限公司 | 一种无铅环保高强度耐磨铜基新型合金棒及其制备方法 |
| WO2014043837A1 (zh) * | 2012-09-18 | 2014-03-27 | 苏州天兼金属新材料有限公司 | 一种无铅环保高强度耐磨铜基新型合金棒及其制备方法 |
| CN103045899A (zh) * | 2013-01-16 | 2013-04-17 | 苏州金仓合金新材料有限公司 | 一种无铅环保高强度耐磨铜基新型合金管及其制备方法 |
| CN103045899B (zh) * | 2013-01-16 | 2014-12-17 | 苏州金仓合金新材料有限公司 | 一种无铅环保高强度耐磨铜基新型合金管及其制备方法 |
| EP3042971B1 (en) | 2013-09-04 | 2018-11-07 | Hunan Terry New Materials Company Ltd. | Lead-free high-sulphur easy-cutting alloy containing manganese and copper and preparation method therefor |
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