JP2001279347A - 曲げ加工性および耐熱性に優れた高強度銅合金およびその製造方法 - Google Patents
曲げ加工性および耐熱性に優れた高強度銅合金およびその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 既存の熱間圧延設備を用いてＦｅ粒子の析出
形態を制御することによって、電導性に優れることは勿
論のこと、強度と曲げ加工性の両立を図ると共に耐熱性
にも優れ、リードフレームやコネクタ等における小型、
軽量化という要求特性に十分に対応することのできる高
強度銅合金、およびその様な銅合金を製造する為の有用
な方法を提供する。 【解決手段】 Ｆｅ：１．５〜２．５％を含むと共に、
少なくとも表面から板厚の１／４の領域における８０ｎ
ｍ以上のＦｅ粒子の平均分布が１μｍ2の視野内におい
て１個以下であり、耐力が４８０Ｎ／ｍｍ2以上で且つ
導電率が５０％ＩＡＣＳ以上である。
形態を制御することによって、電導性に優れることは勿
論のこと、強度と曲げ加工性の両立を図ると共に耐熱性
にも優れ、リードフレームやコネクタ等における小型、
軽量化という要求特性に十分に対応することのできる高
強度銅合金、およびその様な銅合金を製造する為の有用
な方法を提供する。 【解決手段】 Ｆｅ：１．５〜２．５％を含むと共に、
少なくとも表面から板厚の１／４の領域における８０ｎ
ｍ以上のＦｅ粒子の平均分布が１μｍ2の視野内におい
て１個以下であり、耐力が４８０Ｎ／ｍｍ2以上で且つ
導電率が５０％ＩＡＣＳ以上である。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、リードフレーム、
端子、コネクタ、リレー等の電気・電子部品の素材とし
て使用される高強度銅合金、およびその製造方法に関す
るものであり、殊に強度や導電性は勿論のこと、曲げ加
工性や耐熱性にも優れた高強度銅合金、およびこうした
高強度銅合金を製造する為の有用な方法に関するもので
ある。
端子、コネクタ、リレー等の電気・電子部品の素材とし
て使用される高強度銅合金、およびその製造方法に関す
るものであり、殊に強度や導電性は勿論のこと、曲げ加
工性や耐熱性にも優れた高強度銅合金、およびこうした
高強度銅合金を製造する為の有用な方法に関するもので
ある。
【０００２】
【従来の技術】近年、電子機器の軽薄短小化に伴い、リ
ードフレーム、端子、コネクタ等の電気・電子部品用に
使用される銅合金も、小型・軽量化が進められている。
こうしたことから、これらの電気・電子部品に使用され
る銅合金材料においても、より高強度で高導電性である
ことが要求されている。また、小型化コネクタの成形の
為には、成形加工性特に曲げ加工性に優れていることが
要求される。
ードフレーム、端子、コネクタ等の電気・電子部品用に
使用される銅合金も、小型・軽量化が進められている。
こうしたことから、これらの電気・電子部品に使用され
る銅合金材料においても、より高強度で高導電性である
ことが要求されている。また、小型化コネクタの成形の
為には、成形加工性特に曲げ加工性に優れていることが
要求される。
【０００３】自動車用コネクタの素材として用いられる
銅合金としては、従来からＣｕ−Ｆｅ−Ｐ系合金（Ｃ１
９４００）やＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系合金等が知られている。
これらの銅合金のうち、前者はＦｅを析出させることに
よって強度を向上させたものである。こうしたＣｕ−Ｆ
ｅ−Ｐ系合金に関連して、更にＺｎを添加することによ
って耐マイグレーション性を向上させた銅合金（例え
ば、特開平１−１６８８３０号）や、Ｍｇを添加するこ
とによって耐応力緩和特性を向上させた銅合金（例え
ば、特開平４−３５８０３３号）等も提案されている。
また、後者のＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金は、ＭｇおよびＰ
を添加することによって、強度と熱クリープ性を向上さ
せ、引張り強さ、電導性および耐応力緩和特性を向上さ
せたものである（例えば、「伸銅技術研究会誌」、１９
８８、第２８巻、Ｐ１１５）。
銅合金としては、従来からＣｕ−Ｆｅ−Ｐ系合金（Ｃ１
９４００）やＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系合金等が知られている。
これらの銅合金のうち、前者はＦｅを析出させることに
よって強度を向上させたものである。こうしたＣｕ−Ｆ
ｅ−Ｐ系合金に関連して、更にＺｎを添加することによ
って耐マイグレーション性を向上させた銅合金（例え
ば、特開平１−１６８８３０号）や、Ｍｇを添加するこ
とによって耐応力緩和特性を向上させた銅合金（例え
ば、特開平４−３５８０３３号）等も提案されている。
また、後者のＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金は、ＭｇおよびＰ
を添加することによって、強度と熱クリープ性を向上さ
せ、引張り強さ、電導性および耐応力緩和特性を向上さ
せたものである（例えば、「伸銅技術研究会誌」、１９
８８、第２８巻、Ｐ１１５）。
【０００４】そして、電気・電子部品に対する小型、軽
量化の要求に伴い、コネクタ材においても強度と曲げ加
工性を両立させる必要が生じているのであるが、従来の
コネクタ材であるＣｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金やＣｕ−Ｍｇ
−Ｐ系銅合金では、ＭｇやＳｎの固溶強化元素の添加や
加工率増加による高強度化では、曲げ加工性の劣化を伴
い、必要な強度と曲げ加工性を両立させることはできな
いという問題がある。
量化の要求に伴い、コネクタ材においても強度と曲げ加
工性を両立させる必要が生じているのであるが、従来の
コネクタ材であるＣｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金やＣｕ−Ｍｇ
−Ｐ系銅合金では、ＭｇやＳｎの固溶強化元素の添加や
加工率増加による高強度化では、曲げ加工性の劣化を伴
い、必要な強度と曲げ加工性を両立させることはできな
いという問題がある。
【０００５】一方、半導体装置のリードフレーム材に使
用される銅合金としては、強度と電導性を兼ね備えた上
記Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金（Ｃ１９４００）が広く使用
されるに至っている。また前述の如く、こうしたリード
フレーム材においても、小型、軽量化が進められてお
り、特にリードフレーム材の場合には、多ピン化、薄肉
化が要求されることになる。また、こうした要求に伴っ
て、板状素材からリードフレームを打ち抜くスタンピン
グ工程において生じる歪みが大きくなっており、その歪
みを除去するための熱処理が必要になる。
用される銅合金としては、強度と電導性を兼ね備えた上
記Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金（Ｃ１９４００）が広く使用
されるに至っている。また前述の如く、こうしたリード
フレーム材においても、小型、軽量化が進められてお
り、特にリードフレーム材の場合には、多ピン化、薄肉
化が要求されることになる。また、こうした要求に伴っ
て、板状素材からリードフレームを打ち抜くスタンピン
グ工程において生じる歪みが大きくなっており、その歪
みを除去するための熱処理が必要になる。
【０００６】そして、この様な熱処理を施す為には、そ
の熱処理温度でも強度が低下しない程度の耐熱性が良好
であることが要求されることになる。尚、前記した耐応
力緩和特性は、応力をかけた状態での１５０℃程度での
耐熱性であるが、上記の熱処理を施す場合に要求される
耐熱性は、４５０℃程度の比較的高温で軟化しないとい
う耐熱性である。
の熱処理温度でも強度が低下しない程度の耐熱性が良好
であることが要求されることになる。尚、前記した耐応
力緩和特性は、応力をかけた状態での１５０℃程度での
耐熱性であるが、上記の熱処理を施す場合に要求される
耐熱性は、４５０℃程度の比較的高温で軟化しないとい
う耐熱性である。
【０００７】しかしながら、従来提案されているＣｕ−
Ｆｅ−Ｐ合金では、歪み除去のための高温加熱によって
強度が低下することが懸念され、素材が有している機械
的特性が維持できないという問題が生じている。このＣ
ｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金において、耐熱性を劣化させる要
因の一つは、焼鈍処理時に析出する粗大なＦｅ粒子であ
る。即ち、Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金では、熱間加工時に
析出する微細なＦｅ粒子が強度および耐熱性を担ってい
るが、熱間加工時に析出する粗大なＦｅ粒子は強度や耐
熱性に寄与しないばかりか、再結晶核として働き耐熱性
を劣化する場合もある。
Ｆｅ−Ｐ合金では、歪み除去のための高温加熱によって
強度が低下することが懸念され、素材が有している機械
的特性が維持できないという問題が生じている。このＣ
ｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金において、耐熱性を劣化させる要
因の一つは、焼鈍処理時に析出する粗大なＦｅ粒子であ
る。即ち、Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金では、熱間加工時に
析出する微細なＦｅ粒子が強度および耐熱性を担ってい
るが、熱間加工時に析出する粗大なＦｅ粒子は強度や耐
熱性に寄与しないばかりか、再結晶核として働き耐熱性
を劣化する場合もある。
【０００８】こうした問題を解決するという観点から、
これまでにも様々な技術が提案されている。例えば、特
開平２−１１１８２９号や同１２−３８６４７号には、
熱間加工後に再加熱して粗大なＦｅ粒子を再固溶させる
方法が提案されている。また、特開平１１−８０８６２
号には、転位の移動・消滅並びにピン止め効果に有効と
考えられる４０ｎｍ以下のサイズのＦｅの体積分率を所
定の値以上に制御する方法が提案されている。
これまでにも様々な技術が提案されている。例えば、特
開平２−１１１８２９号や同１２−３８６４７号には、
熱間加工後に再加熱して粗大なＦｅ粒子を再固溶させる
方法が提案されている。また、特開平１１−８０８６２
号には、転位の移動・消滅並びにピン止め効果に有効と
考えられる４０ｎｍ以下のサイズのＦｅの体積分率を所
定の値以上に制御する方法が提案されている。
【０００９】しかしながら、熱間圧延後に再加熱を行な
うには、再加熱を行なう為の設備が必要になるという問
題がある。また、上記特開平１１−８０８６２号の技術
では、熱延終了温度を高くすると粗大なＦｅ粒子の析出
が抑制されるとしているが、粗大なＦｅ粒子は熱間圧延
初期に析出するので、上記の手段だけではその影響を完
全に取り除くことができないという欠点がある。
うには、再加熱を行なう為の設備が必要になるという問
題がある。また、上記特開平１１−８０８６２号の技術
では、熱延終了温度を高くすると粗大なＦｅ粒子の析出
が抑制されるとしているが、粗大なＦｅ粒子は熱間圧延
初期に析出するので、上記の手段だけではその影響を完
全に取り除くことができないという欠点がある。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】本発明はこうした状況
の下でなされたものであって、その目的は、既存の熱間
圧延設備を用いてＦｅ粒子の析出形態を制御することに
よって、電導性に優れることは勿論のこと、強度と曲げ
加工性の両立を図ると共に耐熱性にも優れ、リードフレ
ームやコネクタ等における小型、軽量化という要求特性
に十分に対応することのできる高強度銅合金、およびそ
の様な銅合金を製造する為の有用な方法を提供すること
にある。
の下でなされたものであって、その目的は、既存の熱間
圧延設備を用いてＦｅ粒子の析出形態を制御することに
よって、電導性に優れることは勿論のこと、強度と曲げ
加工性の両立を図ると共に耐熱性にも優れ、リードフレ
ームやコネクタ等における小型、軽量化という要求特性
に十分に対応することのできる高強度銅合金、およびそ
の様な銅合金を製造する為の有用な方法を提供すること
にある。
【００１１】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成すること
のできた本発明の銅合金とは、Ｆｅ：１．５〜２．５％
を含むと共に、少なくとも表面から板厚の１／４の領域
における８０ｎｍ以上のＦｅ粒子の平均分布が１μｍ2
の視野内において１個以下であり、耐力が４８０Ｎ／ｍ
ｍ2以上で且つ導電率が５０％ＩＡＣＳ以上である点に
要旨を有するものである。
のできた本発明の銅合金とは、Ｆｅ：１．５〜２．５％
を含むと共に、少なくとも表面から板厚の１／４の領域
における８０ｎｍ以上のＦｅ粒子の平均分布が１μｍ2
の視野内において１個以下であり、耐力が４８０Ｎ／ｍ
ｍ2以上で且つ導電率が５０％ＩＡＣＳ以上である点に
要旨を有するものである。
【００１２】この銅合金においては、（ａ）Ｐおよび／
またはＳｉを合計で０．００１〜０．２％、（ｂ）Ｍｇ
および／またはＳｎを合計で０．４％以下、（ｃ）Ｚｎ
を０．０３〜３％等を含有させることも有用であり、含
有させる成分を応じてその特性が更に改善されることに
なる。
またはＳｉを合計で０．００１〜０．２％、（ｂ）Ｍｇ
および／またはＳｎを合計で０．４％以下、（ｃ）Ｚｎ
を０．０３〜３％等を含有させることも有用であり、含
有させる成分を応じてその特性が更に改善されることに
なる。
【００１３】また、上記の様な本発明の銅合金を製造す
るに当たっては、熱間圧延前に９３０℃以上に加熱した
後、９００℃までを５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、
引き続き９００℃以下の温度で熱間加工を開始する様に
すれば良い。
るに当たっては、熱間圧延前に９３０℃以上に加熱した
後、９００℃までを５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、
引き続き９００℃以下の温度で熱間加工を開始する様に
すれば良い。
【００１４】
【発明の実施の形態】本発明者らは、上記目的を達成す
る為に様々な角度から検討した。その結果、Ｆｅを所定
量含有するＣｕ−Ｆｅ系銅合金において、Ｆｅ粒子の析
出形態を適切に制御すれば、上記目的が見事に達成され
ることを見出し、本発明を完成した。
る為に様々な角度から検討した。その結果、Ｆｅを所定
量含有するＣｕ−Ｆｅ系銅合金において、Ｆｅ粒子の析
出形態を適切に制御すれば、上記目的が見事に達成され
ることを見出し、本発明を完成した。
【００１５】尚、本発明で対象とするＦｅ粒子とは、基
本的にはほとんどＦｅ単体からなる粒子の意味である。
例えば、Ｐが添加された場合には、Ｆｅ−Ｐ系化合物
（Ｆｅ 2ＰまたはＦｅ3Ｐ）の晶出物が生じ、そのサイズ
は通常の熱延で生じるＦｅ粒子（１００ｎｍ程度）より
も大きなもの（数百ｎｍ〜数μｍ）となるが、熱延前の
加熱では再固溶しないので、そのまま残ることになる。
そして、このＦｅ−Ｐ系化合物は再結晶核になるが、４
５０℃程度の耐熱性や曲げ加工性にはそれほど影響を与
えるものではない。また、Ｆｅ粒子は鋳造時にも生じる
が、このＦｅ粒子は熱延前の加熱で再固溶するので、問
題になるのは熱延時に析出するＦｅ粒子である。
本的にはほとんどＦｅ単体からなる粒子の意味である。
例えば、Ｐが添加された場合には、Ｆｅ−Ｐ系化合物
（Ｆｅ 2ＰまたはＦｅ3Ｐ）の晶出物が生じ、そのサイズ
は通常の熱延で生じるＦｅ粒子（１００ｎｍ程度）より
も大きなもの（数百ｎｍ〜数μｍ）となるが、熱延前の
加熱では再固溶しないので、そのまま残ることになる。
そして、このＦｅ−Ｐ系化合物は再結晶核になるが、４
５０℃程度の耐熱性や曲げ加工性にはそれほど影響を与
えるものではない。また、Ｆｅ粒子は鋳造時にも生じる
が、このＦｅ粒子は熱延前の加熱で再固溶するので、問
題になるのは熱延時に析出するＦｅ粒子である。
【００１６】Ｃｕ−Ｆｅ系銅合金では、熱延圧延工程に
おいてＦｅ粒子の析出が起こり、特に熱延初期に析出し
たＦｅ粒子は、８０ｎｍ以上にも成長する。この熱間圧
延時に析出した粗大なＦｅ粒子は、要求強度が低い場合
には曲げ加工性に影響を与えることはないが、固溶強化
元素の添加や加工率増加によって４８０Ｎ／ｍｍ2以上
の強度（耐力）が必要とされるときには曲げ加工性を劣
化させる原因になる。また、この様なＦｅ粒子は粗大で
ある為に強度の向上には寄与せず、しかも再結晶核とし
て働いて耐熱性を劣化させる原因ともなる。
おいてＦｅ粒子の析出が起こり、特に熱延初期に析出し
たＦｅ粒子は、８０ｎｍ以上にも成長する。この熱間圧
延時に析出した粗大なＦｅ粒子は、要求強度が低い場合
には曲げ加工性に影響を与えることはないが、固溶強化
元素の添加や加工率増加によって４８０Ｎ／ｍｍ2以上
の強度（耐力）が必要とされるときには曲げ加工性を劣
化させる原因になる。また、この様なＦｅ粒子は粗大で
ある為に強度の向上には寄与せず、しかも再結晶核とし
て働いて耐熱性を劣化させる原因ともなる。
【００１７】本発明では、後述する熱間圧延工程によっ
て上記の様な粗大Ｆｅ粒子の析出を抑制し、その形態を
適切に制御することによって、具体的には「８０ｎｍ以
上のＦｅ粒子の平均分布が１μｍ2の視野内において１
個以下」という分布条件を満足させることによって、強
度と曲げ加工性の両立を図ると共に、耐熱性にも優れた
銅合金が実現できたのである。
て上記の様な粗大Ｆｅ粒子の析出を抑制し、その形態を
適切に制御することによって、具体的には「８０ｎｍ以
上のＦｅ粒子の平均分布が１μｍ2の視野内において１
個以下」という分布条件を満足させることによって、強
度と曲げ加工性の両立を図ると共に、耐熱性にも優れた
銅合金が実現できたのである。
【００１８】また、Ｆｅ粒子の析出形態は、銅合金の全
領域に亘って上記の分布条件を満足することが好ましい
が（特に、耐熱性の場合）、曲げ加工時に著しく変形す
るのは表面から板厚の１／４の領域であるので、この領
域において上記の分布状態を満足させれば曲げ加工性を
損なうことはない。また、耐熱性においても、少なくと
も表層の耐熱性が発揮されることになる。
領域に亘って上記の分布条件を満足することが好ましい
が（特に、耐熱性の場合）、曲げ加工時に著しく変形す
るのは表面から板厚の１／４の領域であるので、この領
域において上記の分布状態を満足させれば曲げ加工性を
損なうことはない。また、耐熱性においても、少なくと
も表層の耐熱性が発揮されることになる。
【００１９】本発明で対象とする銅合金は、基本的にＦ
ｅを１．５〜２．５％含有し、必要によって（ａ）Ｐお
よび／またはＳｉを合計で０．００１〜０．２％、
（ｂ）Ｍｇおよび／またはＳｎを合計で０．４％以下、
（ｃ）Ｚｎを０．０３〜３％、等を含有させることも有
用であるが、各添加元素の範囲限定理由は、次の通りで
ある。
ｅを１．５〜２．５％含有し、必要によって（ａ）Ｐお
よび／またはＳｉを合計で０．００１〜０．２％、
（ｂ）Ｍｇおよび／またはＳｎを合計で０．４％以下、
（ｃ）Ｚｎを０．０３〜３％、等を含有させることも有
用であるが、各添加元素の範囲限定理由は、次の通りで
ある。
【００２０】Ｆｅ：１．５〜２．５％ Ｆｅは、粒子として析出し、この析出強化作用によって
銅合金の強度を向上させるのに有用な元素である。こう
した効果を発揮させる為には、１．５％以上含有させる
必要があるが、２．５％を超えて過剰に含有させると、
粗大なＦｅ粒子が析出して曲げ加工性や耐熱性を著しく
劣化させることになる。従って、本発明の銅合金におけ
るＦｅ含有量は、１．５〜２．５％とする必要がある。
尚、Ｆｅ含有量の好ましい下限は１．８％であり、好ま
しい上限は２．３％である。
銅合金の強度を向上させるのに有用な元素である。こう
した効果を発揮させる為には、１．５％以上含有させる
必要があるが、２．５％を超えて過剰に含有させると、
粗大なＦｅ粒子が析出して曲げ加工性や耐熱性を著しく
劣化させることになる。従って、本発明の銅合金におけ
るＦｅ含有量は、１．５〜２．５％とする必要がある。
尚、Ｆｅ含有量の好ましい下限は１．８％であり、好ま
しい上限は２．３％である。
【００２１】Ｐおよび／またはＳｉ：合計で０．００１
〜０．２％ ＰおよびＳｉは、溶湯の脱酸材として作用するが、その
合計含有量が０．００１％未満ではその効果が十分に発
揮されず、一方合計含有量が過剰になって０．２％を超
えるとその効果が飽和すると共に導電性の低下が著しく
なる。従って、ＰやＳｉを含有させる場合には、合計含
有量で０．００１〜０．２％にすることが好ましい。
尚、これらの合計含有量のより好ましい下限は０．００
５％であり、より好ましい上限は０．０３％である。
〜０．２％ ＰおよびＳｉは、溶湯の脱酸材として作用するが、その
合計含有量が０．００１％未満ではその効果が十分に発
揮されず、一方合計含有量が過剰になって０．２％を超
えるとその効果が飽和すると共に導電性の低下が著しく
なる。従って、ＰやＳｉを含有させる場合には、合計含
有量で０．００１〜０．２％にすることが好ましい。
尚、これらの合計含有量のより好ましい下限は０．００
５％であり、より好ましい上限は０．０３％である。
【００２２】Ｍｇおよび／またはＳｎ：合計で０．４％
以下 ＭｇおよびＳｎは、応力緩和特性、耐熱性およびばね限
界値を改善するのに有効な元素であるり、その効果は含
有量が増加するにつれて大きくなる。しかしながら、過
剰に含有すると曲げ加工性や導電性の著しい低下を招く
ので、その上限は合計含有量で０．４％にすべきであ
る。尚、これらの合計含有量のより好ましい上限は０．
２５％程度である。
以下 ＭｇおよびＳｎは、応力緩和特性、耐熱性およびばね限
界値を改善するのに有効な元素であるり、その効果は含
有量が増加するにつれて大きくなる。しかしながら、過
剰に含有すると曲げ加工性や導電性の著しい低下を招く
ので、その上限は合計含有量で０．４％にすべきであ
る。尚、これらの合計含有量のより好ましい上限は０．
２５％程度である。
【００２３】Ｚｎ：０．０３〜３％以下 Ｚｎは、ＰやＳｉと同様に脱酸作用がある他に、はんだ
耐熱剥離性を向上させるのに有効な元素であり、こうし
た効果を発揮させる為には、０．０３％以上含有させる
ことが好ましいが、その含有量が過剰になって３％を超
えると導電性の低下が著しくなる。尚、Ｚｎ含有量のよ
り好ましい下限は０．１％であり、より好ましい上限は
１％である。
耐熱剥離性を向上させるのに有効な元素であり、こうし
た効果を発揮させる為には、０．０３％以上含有させる
ことが好ましいが、その含有量が過剰になって３％を超
えると導電性の低下が著しくなる。尚、Ｚｎ含有量のよ
り好ましい下限は０．１％であり、より好ましい上限は
１％である。
【００２４】本発明の銅合金の基本的な化学成分組成は
上記の通りであり、残部は実質的に銅からなるものであ
るが、その他、銅合金の機械的特性の劣化を招かない元
素、例えばＮｉ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｃｏ，Ｔｉ，Ａｇ等を少
量添加することも可能である。また、不可避的に含まれ
てくるＳ，Ｓｅ，Ｔｅ，Ｐｂ，Ｓｂ，Ｂｉ等の不純物に
ついても、最終製品の特性を阻害しない限り許容され
る。
上記の通りであり、残部は実質的に銅からなるものであ
るが、その他、銅合金の機械的特性の劣化を招かない元
素、例えばＮｉ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｃｏ，Ｔｉ，Ａｇ等を少
量添加することも可能である。また、不可避的に含まれ
てくるＳ，Ｓｅ，Ｔｅ，Ｐｂ，Ｓｂ，Ｂｉ等の不純物に
ついても、最終製品の特性を阻害しない限り許容され
る。
【００２５】尚、本発明の銅合金は、曲げ加工性と耐熱
性のいずれをも優れたものとなるが、こうした銅合金
は、リードフレームやコネクタ等の用途によって最終製
品に要求される特性が若干異なったものとなる。従っ
て、その要求される特性に応じてその添加成分を適切に
選んで合金設計を行なえば良い。また、こうした特性に
応じて、熱間加工以降の工程も適切に設定すれば良い。
性のいずれをも優れたものとなるが、こうした銅合金
は、リードフレームやコネクタ等の用途によって最終製
品に要求される特性が若干異なったものとなる。従っ
て、その要求される特性に応じてその添加成分を適切に
選んで合金設計を行なえば良い。また、こうした特性に
応じて、熱間加工以降の工程も適切に設定すれば良い。
【００２６】ところで、電気・電子部品の素材として使
用される高強度銅合金は、例えば小型端子コネクタとし
て使用する場合には接圧力を維持する為に４８０Ｎ／ｍ
ｍ2以上の耐力が必要であり、ジュール熱による自己発
熱を抑制する為には５０％ＩＡＣＳ以上の導電率が必要
となるが、本発明の銅合金はいずれの特性をも満足する
ものとなる。
用される高強度銅合金は、例えば小型端子コネクタとし
て使用する場合には接圧力を維持する為に４８０Ｎ／ｍ
ｍ2以上の耐力が必要であり、ジュール熱による自己発
熱を抑制する為には５０％ＩＡＣＳ以上の導電率が必要
となるが、本発明の銅合金はいずれの特性をも満足する
ものとなる。
【００２７】上記の様な本発明の銅合金を製造するに当
たっては、熱間圧延前に９３０℃以上に加熱した後、９
００℃までを５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、引き続
き９００℃以下の温度で熱間加工を開始する様にすれば
良い。即ち、熱間圧延における粗大Ｆｅ粒子の析出を抑
制する為には、鋳塊を９３０℃以上で３０分程度以上保
持し、粗大Ｆｅ粒子の析出が起こる９００℃以上の高温
域を５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、９００℃以下に
した後、熱間圧延を開始する様にすれば良い。この製造
条件において、熱間圧延前の保持温度を９３０℃未満に
すると、鋳造時に析出した粗大なＦｅ粒子を再固溶させ
ることができないので効果がない。また、上記冷却速度
が５℃／ｓ未満になると、冷却速度が遅い為に析出が始
まるので効果がない。
たっては、熱間圧延前に９３０℃以上に加熱した後、９
００℃までを５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、引き続
き９００℃以下の温度で熱間加工を開始する様にすれば
良い。即ち、熱間圧延における粗大Ｆｅ粒子の析出を抑
制する為には、鋳塊を９３０℃以上で３０分程度以上保
持し、粗大Ｆｅ粒子の析出が起こる９００℃以上の高温
域を５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、９００℃以下に
した後、熱間圧延を開始する様にすれば良い。この製造
条件において、熱間圧延前の保持温度を９３０℃未満に
すると、鋳造時に析出した粗大なＦｅ粒子を再固溶させ
ることができないので効果がない。また、上記冷却速度
が５℃／ｓ未満になると、冷却速度が遅い為に析出が始
まるので効果がない。
【００２８】以下、本発明を実施例によって更に詳細に
説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のもの
ではなく、前・後記の趣旨に徴して設計変更することは
いずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のもの
ではなく、前・後記の趣旨に徴して設計変更することは
いずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
【００２９】
【実施例】実施例１ 下記表１に示す化学成分組成の銅合金を、高周波溶解炉
を用いて大気中で、木炭被覆下で溶解し、溶解した溶湯
をカーボン製鋳型に鋳造し、厚さ：５０ｍｍ、幅：８０
ｍｍ、長さ：１８０ｍｍの鋳塊を得た。次に、熱間圧延
工程での粗大なＦｅ析出物の析出を抑制するため、以下
の熱間圧延を行なった。
を用いて大気中で、木炭被覆下で溶解し、溶解した溶湯
をカーボン製鋳型に鋳造し、厚さ：５０ｍｍ、幅：８０
ｍｍ、長さ：１８０ｍｍの鋳塊を得た。次に、熱間圧延
工程での粗大なＦｅ析出物の析出を抑制するため、以下
の熱間圧延を行なった。
【００３０】まず、９５０℃以上で３０分間保持後、保
持炉から取り出して鋳塊を水冷することによって９００
℃以下に冷却し、引き続き熱間圧延を開始して１７ｍｍ
まで熱間圧延を行ない、７００℃以上の温度から水中に
浸漬して急冷した。
持炉から取り出して鋳塊を水冷することによって９００
℃以下に冷却し、引き続き熱間圧延を開始して１７ｍｍ
まで熱間圧延を行ない、７００℃以上の温度から水中に
浸漬して急冷した。
【００３１】その後、圧延材の表面の酸化スケールを除
去した後、冷却圧延を行ない、４００〜６００℃で２０
〜２４時間の時効析出処理を行なった。更に、５０〜９
０％の冷間圧延を行なって板厚を０．２５ｍｍとし、３
００〜５００℃の塩浴中に２０秒〜１時間保持した後、
水中に浸漬して急冷した。
去した後、冷却圧延を行ない、４００〜６００℃で２０
〜２４時間の時効析出処理を行なった。更に、５０〜９
０％の冷間圧延を行なって板厚を０．２５ｍｍとし、３
００〜５００℃の塩浴中に２０秒〜１時間保持した後、
水中に浸漬して急冷した。
【００３２】このとき比較材として、下記に示す従来の
方法（通常の熱間圧延）によっても製造した。まず９５
０℃以上で３０分保持後、１７ｍｍまで熱間圧延を行な
い、７００℃以上の温度から水中に浸漬した。その後工
程（酸化スケールの除去以降の工程）は、上記と同様に
して比較材（Ｎｏ．５）を製造した。
方法（通常の熱間圧延）によっても製造した。まず９５
０℃以上で３０分保持後、１７ｍｍまで熱間圧延を行な
い、７００℃以上の温度から水中に浸漬した。その後工
程（酸化スケールの除去以降の工程）は、上記と同様に
して比較材（Ｎｏ．５）を製造した。
【００３３】
【表１】
【００３４】上記の様にして製造した銅合金材に対し
て、引張り強さ、耐力（０．２％耐力）、導電率、曲げ
加工性、耐熱温度およびはんだ耐熱剥離性等について調
査した。このとき引張り強さおよび耐力は、圧延方向に
平行に切り出してＪＩＳ１３号試験片を作製し、この試
験片を用いて引張試験を行なって測定した。また導電率
は、ＪＩＳＨ０５０５に基づいて％ＩＡＣＳ（Internat
ional Annealed Copper Standard：国際軟銅標準）
を測定した。
て、引張り強さ、耐力（０．２％耐力）、導電率、曲げ
加工性、耐熱温度およびはんだ耐熱剥離性等について調
査した。このとき引張り強さおよび耐力は、圧延方向に
平行に切り出してＪＩＳ１３号試験片を作製し、この試
験片を用いて引張試験を行なって測定した。また導電率
は、ＪＩＳＨ０５０５に基づいて％ＩＡＣＳ（Internat
ional Annealed Copper Standard：国際軟銅標準）
を測定した。
【００３５】曲げ加工性については、曲げ線を圧延方向
に直角に設定し、ＪＩＳＺ２２４８に示されるＶブロッ
ク法曲げ試験でＲ＝０のＶブロック曲げ治具で実プレス
を用いて１ｔｏｎの荷重で予備曲げを行ない、次に平ら
な金属テーブル上に予備曲げされた試験片変を置き、１
ｔｏｎの荷重で密着させた。そして、曲げ部を２０倍の
ルーペで観察してクラックの有無によってその良否
（○、×）を評価した。
に直角に設定し、ＪＩＳＺ２２４８に示されるＶブロッ
ク法曲げ試験でＲ＝０のＶブロック曲げ治具で実プレス
を用いて１ｔｏｎの荷重で予備曲げを行ない、次に平ら
な金属テーブル上に予備曲げされた試験片変を置き、１
ｔｏｎの荷重で密着させた。そして、曲げ部を２０倍の
ルーペで観察してクラックの有無によってその良否
（○、×）を評価した。
【００３６】耐熱温度は、５分間加熱後のビッカース硬
度が、加熱前のビッカース硬度の９０％以上を確保でき
る温度として測定した。また、はんだ剥離性は、６Ｓｎ
／４Ｐｄはんだを２４５±５℃×５秒にてはんだ付けし
た後、１５０℃のオーブンで１０００時間加熱し、この
試験片を曲げ半径：０．２５ｍｍで１８０°曲げ戻しし
て加工を加え、加工部のはんだが剥離するかを観察し
た。
度が、加熱前のビッカース硬度の９０％以上を確保でき
る温度として測定した。また、はんだ剥離性は、６Ｓｎ
／４Ｐｄはんだを２４５±５℃×５秒にてはんだ付けし
た後、１５０℃のオーブンで１０００時間加熱し、この
試験片を曲げ半径：０．２５ｍｍで１８０°曲げ戻しし
て加工を加え、加工部のはんだが剥離するかを観察し
た。
【００３７】更に、表面から板厚みの１／４の領域にお
ける８０ｎｍ以上のＦｅ析出物の透過型電子顕微鏡（Ｔ
ＥＭ）写真から判断した。この場合に、１μｍ×２μｍ
の領域を１０視野撮影し、サイズが８０ｎｍ以上のＦｅ
析出物の個数を数え、その平均分布を計算した。これら
の結果を、下記表２に示す。
ける８０ｎｍ以上のＦｅ析出物の透過型電子顕微鏡（Ｔ
ＥＭ）写真から判断した。この場合に、１μｍ×２μｍ
の領域を１０視野撮影し、サイズが８０ｎｍ以上のＦｅ
析出物の個数を数え、その平均分布を計算した。これら
の結果を、下記表２に示す。
【００３８】
【表２】
【００３９】この結果から、次の様に考察できる。ま
ず、本発明で規定する要件を満足する実施例（Ｎｏ．１
〜４）のものでは、４８０Ｎ／ｍｍ2以上の耐力と５０
％ＩＡＣＳ以上の導電率を有し、８０ｎｍ以上のＦｅ析
出物の平均分布がいずれも１個／μｍ2以下であり、曲
げ加工性および耐熱性に優れていることが分かる。
ず、本発明で規定する要件を満足する実施例（Ｎｏ．１
〜４）のものでは、４８０Ｎ／ｍｍ2以上の耐力と５０
％ＩＡＣＳ以上の導電率を有し、８０ｎｍ以上のＦｅ析
出物の平均分布がいずれも１個／μｍ2以下であり、曲
げ加工性および耐熱性に優れていることが分かる。
【００４０】これに対しＮｏ．５の比較例は、各成分の
含有量は本発明で規定する範囲内であるが、通常の熱間
圧延を行なっているので、熱延初期において粗大なＦｅ
析出物が析出し、８０ｎｍ以上のＦｅ析出物の分布が規
定範囲よりも多くなって、曲げ加工性および耐熱性が悪
くなっている。
含有量は本発明で規定する範囲内であるが、通常の熱間
圧延を行なっているので、熱延初期において粗大なＦｅ
析出物が析出し、８０ｎｍ以上のＦｅ析出物の分布が規
定範囲よりも多くなって、曲げ加工性および耐熱性が悪
くなっている。
【００４１】また、Ｎｏ．６の比較例では、Ｆｅの含有
量が少ないので、４８０Ｎ／ｍｍ2以上の耐力が得られ
ず、また耐熱性も劣化している。Ｎｏ．７の比較例で
は、Ｆｅの含有量が多くなっており、鋳造時に粗大なＦ
ｅ析出物の析出が起こるので、８０ｎｍ以上のＦｅ析出
物の分布が規定範囲よりも多くなって、曲げ加工性およ
び耐熱性が悪くなっている。
量が少ないので、４８０Ｎ／ｍｍ2以上の耐力が得られ
ず、また耐熱性も劣化している。Ｎｏ．７の比較例で
は、Ｆｅの含有量が多くなっており、鋳造時に粗大なＦ
ｅ析出物の析出が起こるので、８０ｎｍ以上のＦｅ析出
物の分布が規定範囲よりも多くなって、曲げ加工性およ
び耐熱性が悪くなっている。
【００４２】一方、Ｎｏ．８の参考例では、ＰとＳｉの
合計含有量が多くなっているので、５０％ＩＡＣＳ以上
の導電率が得られていない。また、Ｎｏ．９の参考例で
は、ＭｇとＳｎの合計含有量が多くなっているので、導
電率および曲げ加工性が低下している。更に、Ｎｏ．１
０の参考例では、Ｚｎの含有量が本発明の好ましい範囲
よりも少ないのではんだ耐熱剥離性が低下しており、Ｎ
ｏ．１１の参考例では、Ｚｎの含有量が本発明の好まし
い範囲よりも多くなっているので導電率が低下してい
る。
合計含有量が多くなっているので、５０％ＩＡＣＳ以上
の導電率が得られていない。また、Ｎｏ．９の参考例で
は、ＭｇとＳｎの合計含有量が多くなっているので、導
電率および曲げ加工性が低下している。更に、Ｎｏ．１
０の参考例では、Ｚｎの含有量が本発明の好ましい範囲
よりも少ないのではんだ耐熱剥離性が低下しており、Ｎ
ｏ．１１の参考例では、Ｚｎの含有量が本発明の好まし
い範囲よりも多くなっているので導電率が低下してい
る。
【００４３】実施例２ 下記表３に示す組成の銅合金を用い、実施例１と同じ工
程によって銅合金板材を製造した。このとき、比較材
（表３のＮｏ．１６）についても、実施例１に示した従
来の工程（通常の熱間圧延）によって作製した。
程によって銅合金板材を製造した。このとき、比較材
（表３のＮｏ．１６）についても、実施例１に示した従
来の工程（通常の熱間圧延）によって作製した。
【００４４】
【表３】
【００４５】得られた各銅合金材に対して、実施例１と
同様にして、引張強さ、耐力（０．２％耐力）、導電
率、曲げ加工性、耐熱温度およびはんだ耐熱剥離性等に
ついて調査した。その結果を、下記表４に示す。
同様にして、引張強さ、耐力（０．２％耐力）、導電
率、曲げ加工性、耐熱温度およびはんだ耐熱剥離性等に
ついて調査した。その結果を、下記表４に示す。
【００４６】
【表４】
【００４７】この結果から、次の様に考察できる。ま
ず、本発明で規定する要件を満足する実施例（Ｎｏ．１
２〜１５）のものでは、４８０Ｎ／ｍｍ2以上の耐力と
５０％ＩＡＣＳ以上の導電率を有し、８０ｎｍ以上のＦ
ｅ析出物の平均分布がいずれも１個／μｍ2以下であ
り、曲げ加工性および耐熱性に優れていることが分か
る。
ず、本発明で規定する要件を満足する実施例（Ｎｏ．１
２〜１５）のものでは、４８０Ｎ／ｍｍ2以上の耐力と
５０％ＩＡＣＳ以上の導電率を有し、８０ｎｍ以上のＦ
ｅ析出物の平均分布がいずれも１個／μｍ2以下であ
り、曲げ加工性および耐熱性に優れていることが分か
る。
【００４８】これに対しＮｏ．１６の比較例は、各成分
の含有量は本発明で規定する範囲内であるが、通常の熱
間圧延を行なっているので、熱延初期において粗大なＦ
ｅ析出物が析出し、８０ｎｍ以上のＦｅ析出物の分布が
規定範囲よりも多くなって、曲げ加工性および耐熱性が
悪くなっている。
の含有量は本発明で規定する範囲内であるが、通常の熱
間圧延を行なっているので、熱延初期において粗大なＦ
ｅ析出物が析出し、８０ｎｍ以上のＦｅ析出物の分布が
規定範囲よりも多くなって、曲げ加工性および耐熱性が
悪くなっている。
【００４９】また、Ｎｏ．１７の比較例では、Ｆｅの含
有量が少ないので、４８０Ｎ／ｍｍ 2以上の耐力が得ら
れず、また耐熱性も劣化している。Ｎｏ．１８の比較例
では、Ｆｅの含有量が多くなっているので、鋳造時に粗
大なＦｅ析出物の析出が起こるので、８０ｎｍ以上のＦ
ｅ析出物の分布が規定範囲よりも多くなって、曲げ加工
性および耐熱性が悪くなっている。
有量が少ないので、４８０Ｎ／ｍｍ 2以上の耐力が得ら
れず、また耐熱性も劣化している。Ｎｏ．１８の比較例
では、Ｆｅの含有量が多くなっているので、鋳造時に粗
大なＦｅ析出物の析出が起こるので、８０ｎｍ以上のＦ
ｅ析出物の分布が規定範囲よりも多くなって、曲げ加工
性および耐熱性が悪くなっている。
【００５０】Ｎｏ．１９，２１，２２の参考例では、
Ｐ，Ｚｎ，Ｍｇ，Ｓｎ等の含有量が多くなっているの
で、５０％ＩＡＣＳ以上の導電率が得られておらず、こ
のうちＮｏ．１９，２２のものは曲げ加工性も劣化して
いる。また、Ｎｏ．２０の参考例では、Ｚｎの含有量が
本発明の好ましい範囲よりも少ないので、はんだの剥離
が生じている。
Ｐ，Ｚｎ，Ｍｇ，Ｓｎ等の含有量が多くなっているの
で、５０％ＩＡＣＳ以上の導電率が得られておらず、こ
のうちＮｏ．１９，２２のものは曲げ加工性も劣化して
いる。また、Ｎｏ．２０の参考例では、Ｚｎの含有量が
本発明の好ましい範囲よりも少ないので、はんだの剥離
が生じている。
【００５１】
【発明の効果】本発明は以上の様に構成されており、強
度および電導性に優れることは勿論のこと、曲げ加工性
および耐熱性に優れ、リードフレームやコネクタ等にお
ける小型、軽量化という要求特性を十分に対応すること
のできる高強度銅合金が実現できた。
度および電導性に優れることは勿論のこと、曲げ加工性
および耐熱性に優れ、リードフレームやコネクタ等にお
ける小型、軽量化という要求特性を十分に対応すること
のできる高強度銅合金が実現できた。
───────────────────────────────────────────────────── 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 1/00 ６３０ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６３０Ｋ ６５０ ６５０Ａ ６６１ ６６１Ａ ６８２ ６８２ ６８３ ６８３ ６９２ ６９２Ｂ
Claims (5)
- 【請求項１】 Ｆｅ：１．５〜２．５％（質量％の意
味、以下同じ）を含むと共に、少なくとも表面から板厚
の１／４の領域における８０ｎｍ以上のＦｅ粒子の平均
分布が１μｍ2の視野内において１個以下であり、耐力
が４８０Ｎ／ｍｍ2以上で且つ導電率が５０％ＩＡＣＳ
以上であることを特徴とする曲げ加工性および耐熱性に
優れた高強度銅合金。 - 【請求項２】 Ｐおよび／またはＳｉを合計で０．００
１〜０．２％含有するものである請求項１に記載の高強
度銅合金。 - 【請求項３】 Ｍｇおよび／またはＳｎを合計で０．４
％以下含有するものである請求項１または２に記載の高
強度銅合金。 - 【請求項４】 Ｚｎを０．０３〜３％含有するものであ
る請求項１〜３のいずれかに記載の高強度銅合金。 - 【請求項５】 請求項１〜４のいずれかに記載の高強度
銅合金を製造するに当たり、熱間圧延前に９３０℃以上
に加熱した後、９００℃までを５℃／ｓ以上の冷却速度
で冷却し、引き続き９００℃以下の温度で熱間加工を開
始することを特徴とする曲げ加工性および耐熱性に優れ
た高強度銅合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000094735A JP3980808B2 (ja) | 2000-03-30 | 2000-03-30 | 曲げ加工性および耐熱性に優れた高強度銅合金およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000094735A JP3980808B2 (ja) | 2000-03-30 | 2000-03-30 | 曲げ加工性および耐熱性に優れた高強度銅合金およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001279347A true JP2001279347A (ja) | 2001-10-10 |
| JP3980808B2 JP3980808B2 (ja) | 2007-09-26 |
Family
ID=18609738
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000094735A Expired - Lifetime JP3980808B2 (ja) | 2000-03-30 | 2000-03-30 | 曲げ加工性および耐熱性に優れた高強度銅合金およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3980808B2 (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2007007517A1 (ja) | 2005-07-07 | 2007-01-18 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | 高強度および優れた曲げ加工性を備えた銅合金および銅合金板の製造方法 |
| WO2008041584A1 (fr) | 2006-10-02 | 2008-04-10 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Plaque en alliage de cuivre pour composants électriques et électroniques |
| JP2008088469A (ja) * | 2006-09-29 | 2008-04-17 | Hitachi Cable Ltd | 銅合金製バッキング・プレートおよびバッキング・プレート用銅合金の製造方法 |
| KR100997287B1 (ko) | 2006-07-28 | 2010-11-29 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 높은 강도 및 높은 내연화성을 갖는 구리 합금 |
| JP2011174142A (ja) * | 2010-02-25 | 2011-09-08 | Dowa Metaltech Kk | 銅合金板材および銅合金板材の製造方法 |
| JP2013185232A (ja) * | 2012-03-09 | 2013-09-19 | Hitachi Cable Ltd | 銅合金材及び銅合金材の製造方法 |
| US8715431B2 (en) | 2004-08-17 | 2014-05-06 | Kobe Steel, Ltd. | Copper alloy plate for electric and electronic parts having bending workability |
| JP2015175056A (ja) * | 2014-03-18 | 2015-10-05 | 株式会社神戸製鋼所 | 強度、耐熱性及び曲げ加工性に優れたＦｅ−Ｐ系銅合金板 |
-
2000
- 2000-03-30 JP JP2000094735A patent/JP3980808B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (14)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US8715431B2 (en) | 2004-08-17 | 2014-05-06 | Kobe Steel, Ltd. | Copper alloy plate for electric and electronic parts having bending workability |
| EP2439296A2 (en) | 2005-07-07 | 2012-04-11 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Copper alloy having high strength and superior bending workability, and method for manufacturing copper alloy plates |
| US9976208B2 (en) | 2005-07-07 | 2018-05-22 | Kobe Steel, Ltd. | Copper alloy with high strength and excellent processability in bending and process for producing copper alloy sheet |
| WO2007007517A1 (ja) | 2005-07-07 | 2007-01-18 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | 高強度および優れた曲げ加工性を備えた銅合金および銅合金板の製造方法 |
| KR100997287B1 (ko) | 2006-07-28 | 2010-11-29 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 높은 강도 및 높은 내연화성을 갖는 구리 합금 |
| JP2008088469A (ja) * | 2006-09-29 | 2008-04-17 | Hitachi Cable Ltd | 銅合金製バッキング・プレートおよびバッキング・プレート用銅合金の製造方法 |
| US8063471B2 (en) | 2006-10-02 | 2011-11-22 | Kobe Steel, Ltd. | Copper alloy sheet for electric and electronic parts |
| EP2388347A1 (en) | 2006-10-02 | 2011-11-23 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | Copper alloy sheet for electric and electronic parts |
| EP2388349A1 (en) | 2006-10-02 | 2011-11-23 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | Copper alloy sheet for electric and electronic parts |
| EP2388348A1 (en) | 2006-10-02 | 2011-11-23 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | Copper alloy sheet for electric and electronic parts |
| WO2008041584A1 (fr) | 2006-10-02 | 2008-04-10 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Plaque en alliage de cuivre pour composants électriques et électroniques |
| JP2011174142A (ja) * | 2010-02-25 | 2011-09-08 | Dowa Metaltech Kk | 銅合金板材および銅合金板材の製造方法 |
| JP2013185232A (ja) * | 2012-03-09 | 2013-09-19 | Hitachi Cable Ltd | 銅合金材及び銅合金材の製造方法 |
| JP2015175056A (ja) * | 2014-03-18 | 2015-10-05 | 株式会社神戸製鋼所 | 強度、耐熱性及び曲げ加工性に優れたＦｅ−Ｐ系銅合金板 |
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| JP3980808B2 (ja) | 2007-09-26 |
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