JP2572042B2 - 改善された組合せの極限引張強さ、電気伝導性および耐応力緩和性を有する電気コネクタ用銅基合金 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 産業上の利用分野 本発明は、電子工業においてリードフレームまたはコ
ネクタの材料として特定の用途を有する銅基合金に関す
る。電子工業界においては、良好な加工性、電気的及び
熱的伝導性を有する高強度リードフレーム合金に対する
要求がますます高まりつつある。同様にコネクタの応用
においても、それら合金が良好な耐応力緩和性を有して
提供されることができれば有利である。本発明は市販の
合金と比較して改善された、組合せの極限引張強さ、電
気伝導性および耐応力緩和性を有する銅基合金を提供す
る。

従来技術、および発明が解決しようとする課題 電子工業において用途が見出されている種々の銅合金
の比較がスミトモ・メタル・マイニング・カッパー・ア
ンド・ブラス・セールス社（Sumitomo Metal Mining Co
pper ＆ Brass Sales Co.Ltd）刊行の表題「ハイストレ
ングス、ハイコンダクティビティー カッパー アロイ
ズ フォア IC リード フレーム（High Strength,Hi
gh Conductivity Copper Alloys For IC Lead Fram
e）」とされたパンフレットに記載されている。下記の
記載から本発明合金が、多くの市販合金と比較して有意
に改善された強度および伝導性の組合せを与えるもので
あることが明らかであろう。

リードフレーム材料に対し約40％IACSまたはそれ以上
の電気伝導率を維持しつつ約689.5MPa（100ksi）または
それ以上の引張強さを有する、上述の用途における銅合
金を提供することは非常に望ましいことである。該パン
フレットに記載の材料から、42アロイ（Alloy）のみが
上記強度目標を達成しているが、該合金の伝導性は極め
て低い。中程度の伝導性合金であるアロイ（Alloy）C19
500は、所望の性質に最も近いが強度目標を満たしてい
ない。

アロイC17400のような或る種のベリリウム・銅合金
は、良好な伝導性及び強度を与えるが、曲げ特性の犠牲
およびコスト上に不利がある。

コネクタへの適用に対しては強度および伝導性のほか
に耐応力緩和性が重要な性質である。本発明合金は、リ
ン青銅であるアロイC51000のような代表的な工業用合金
と比較して改善された組合せの曲げ特性、伝導性および
耐応力緩和性を与える。

本発明合金は析出硬化性Ni−Si青銅であり、ここにMg
を添加して独特に改善された独特な性質の組合せが得ら
れる。NiおよびSiの添加により与えられる析出硬化特性
を利用する多数の合金および（または）の製法が特許明
細書および文献に記載されている。例えば、コルソンの
米国特許1658186号明細書、フラーの米国特許第1778668
号明細書およびストラングらに対する2185958号明細書
に記載のものである。Ni−Si青銅に対するその他の各種
元素の添加については、ヘンセルの米国特許第2137282
号明細書、クレメントの米国特許第3072508号明細書、
エデンスの米国特許第4191601号明細書、キムの米国特
許第4466939号明細書、およびミヤフジの日本特許出願
公開第213847/83号公報に記載されている。ペン・プレ
シション・プロダクツ社（Penn Precision Products In
c.）が、DIKALLOYなる商標でNi−Si青銅を製造してい
る。その製品パンフレットに記載されているように、そ
れら合金はCu、Ni、Siより成り、AlおよびCrが加えられ
ている。

本出願人はまた、Mgを添加した耐応力緩和性を改良す
る銅基合金に関する特許の所有者でもある。これらの特
許は、黄銅合金に関するスミスの米国特許第4223068号
および第4233069号ならびCu−Ni−Al合金に関するザレ
ーの米国特許第4434016号を包含する。ノルの米国特許
出願通番第645957号明細書はリードフレーム用またはコ
ネクタ用の銅基合金を開示しており、該合金はFe、Mg、
Ｐ（燐）および必要に応じてSnを含有する。

Ni−Si青銅にMgを加えたものがローチの米国特許第28
51353号明細書及びツジの米国特許第4366117号明細書に
開示されている。これら特許明細書で意図される合金
は、一またはそれ以上の観点において本発明合金の範囲
外にある。

ヘンセルおよびラーセンの米国特許第2157934号明細
書は時効硬化性であり、かつMg:0.1〜3.0％、Ni、Coま
たはFeから選ばれる元素0.1〜５％、Si:0.1〜３％で、
残部が銅である銅基合金を記載している。この合金は、
それを700℃を超える温度への加熱後、急冷し、次いで7
00℃未満で時効処理することにより処理される。所望に
より該合金を、急冷と時効処理との間で冷間加工してそ
の硬度を増加させることができる。

Ni1.8％、Si0.8％を含有し、残部がCuであるCu−Ni−
Si合金の時効挙動に対するAl、Mg、MnおよびCrの合金化
添加（alloying addition）の効果がトランスアクショ
ン・オブ・ザ・インデイアン・インスティチュート・オ
ブ・メタルズ（Transaction of The Indian Institute
of Metals）、1964年12月号、第211〜216頁に示される
タワリ（Tawari）らの刊行物「エフェクト・オブ・スモ
ール・アロイング・アディション・オン・ザ・エィジン
グ・ビヘィビア・オブ・ア・カッパー・ニッケル・シリ
コン・アロイ（Effect of Small Alloying Addition On
the Ageing Behaviour Of A Copper−Nickell−Silico
n A lloy）」に記載されている。試験Mg含量の変化範囲
は0.2％〜１％であった。Cu−Ni−Si−Mg合金、特にNi
1.8％、Si0.8％と共にMgまたはCrの0.3％を含む合金が
Z.Metallked、BD.63（1972年）、H.3、第155〜157頁に
おけるBhargavaらの「スタディース オン エイジ ハ
ードニング Cu−Ni−Si−MgアンドCu−Ni−Si−Crアロ
イ（Studies on Age Hardening Cu−Ni−Si−mg and Cu
−Ni−Si−Cr Alloy）」に記載されている。この刊行物
には上記合金の時効硬化の挙動が記載されている。これ
ら刊行物において研究された合金のNi量は本発明の範囲
外であることに留意すべきである。

課題を解決するための手段 本発明により極めて良好な強度特性と共に中程度から
高度までの電気伝導性、および優れた耐応力緩和性を有
する銅基合金が提供される。該合金は、それぞれの用途
に対し種々の態様で加工して強度、曲げ加工性および電
気伝導性の最良の組合せを提供することができる。コネ
クタ用合金では、強度と耐応力緩和性とが最も重要であ
る。また、リードフレーム用合金としては、一般的に、
強度と伝導性との最良の組合せ、ならびに良好な曲げ加
工性を与えるように該合金が加工される。或る種のコネ
クタ用としては、強度を減少させても、伝導性および曲
げ加工性の改良が要求される。

これらの改良された性質は、実質的に、Ni:約２〜約
4.8％、Si:約0.2〜約1.4％、Mg:約0.05〜約0.45％、お
よび残部としてのCuから実質的に成る銅基合金（数字は
いずれも重量％）により達成される。好ましくは、該合
金は、Ni:約2.4〜約4.0％、Si:約0.3〜約1.1％及びMg:
約0.05〜約0.3％および残部としてのCuから実質的に成
るものである。最も好ましくは、Mg:約0.1〜約0.2％で
ある。リードフレーム用としては該合金が過時効状態に
あることが好ましい。コネクタ用としては該合金は安定
化状態にあることが好ましい。

合金の性質に有害な影響を与えない種々のその他の元
素の少量を添加することができる。

合金を加工することにより、それら合金の強度、伝導
性、曲げ加工性および応力緩和性の組合せ、ならびにリ
ードフレーム材料またはコネクタ材料としての用途に対
するそれら合金の安定性が部分的に定められる。

一般的に該合金は、ダイレクトチル鋳造によって鋳造
される。その後、該合金は、約750〜950℃、好ましくは
約850〜900℃の温度で熱間圧延される。

必要に応じて、該合金を上記処理後に約550〜700℃の
温度において均質化焼鈍することができる。該方法にお
いて均質化焼鈍が行われる場合には、該合金を750℃以
上の温度において再溶体化し、次いで急冷してから任意
の時効処理を施すべきである。均質化焼鈍は所望により
熱間加工後または最初の冷間加工後に行うことができ
る。

第一の選択プロセスにおいては、１回またはそれ以上
の冷間圧延および時効処理が合金に施される。その場合
の第１回目における冷間圧延は圧下率を少なくとも約30
％、好ましくは少くとも約50％にすべきである。或る程
度の曲げ加工性の犠牲において最高の強度特性が要求さ
れるコネクタへの応用に対しては、次いで合金を約350
〜約500℃、好ましくは約425〜約480℃の温度において
時効処理する。もしも、第２回目の冷間圧延および時効
処理の連続操作が必要であれば該冷間圧延は、圧下率を
約10％、好ましくは少なくとも約30％とするべきであ
り、しかもこの冷間圧延後に第１回目の時効処理温度よ
りも低い温度において、すなわち一般的に約350〜約490
℃の範囲にわたる温度において時効処理すべきである。
次いで、該合金を最終的に冷間加工して厚さを約10〜約
90％、好ましくは約30〜約60％減少させるべきである。
コネクタ用に対しては、その後に合金を、随意的に約20
0〜345℃、好ましくは約225〜約330℃の温度において焼
鈍することによって安定化させる。

リードフレーム用に対する第二の選択プロセスでは、
熱間加工または均質化焼鈍後の加工は合金を冷間加工し
て厚さを少なくとも約30％、好ましくは約50％減少さ
せ、次いで約750〜900℃、好ましくは約800〜850℃の温
度において焼鈍を行い、次いで急冷し、次いで少なくと
も約10％、好ましくは少なくとも約30％冷間加工し、次
いで約500〜約700℃、好ましくは約510〜約575℃の温度
において過時効させ、次いで冷間圧延して厚さを約10〜
約90％、好ましくは約30〜約60％減少させることより成
る。この工程はリードフレーム用に意図されたものであ
るが、該合金をコネクタ用に使用することが意図される
ならば、前記第一の選択プロセスにおけるように、該合
金を随意的に安定化することができる。該第二の選択プ
ロセスにおいては、Ni:約２〜約4.8％、Si:約0.2〜約1.
4％、Mg:約0.05〜0.45％、および残部としてのCuより成
る銅合金に広く応用することができると考える。その他
の元素および不純物が存在してもよいが、それらは合金
の性質に対し実質的に悪影響を及ぼさないものである。
しかしながら該第二の方法を本発明の合金に適用するこ
とが好ましい。

最後に、第三の選択プロセスにおいては比較的に高い
強度と、適度の伝導性と、該第二の選択プロセスよりは
或る程度劣るものの、第一の選択対象よりは実質的に良
好な曲げ特性を有するリードフレーム材料またはコネク
タ材料のいずれかとしての使用に適合する方法によって
該合金を処理することができる。この方法は過時効焼鈍
を非過時効焼鈍に置き換えることにより第二の選択プロ
セスと同一となる。この方法によれば、最終減厚加工前
の焼鈍を温度約350℃〜約500℃、好ましくは温度約425
℃〜480℃までの温度で行う。最終冷間加工は先の方法
と同一であり、かつコネクタ用には前述したような随意
的な安定化焼鈍が好ましい。

したがって、本発明により強度、伝導性、曲げ加工性
および耐応力緩和性の独特の組合せを有する多目的銅基
合金が提供され、この組合せにより該合金はコネクタ用
およびリードフレーム用の材料として使用するのに適し
たものとなる。

臨界的にMgを添加した本発明の合金はそれらの加工を
適切に調整することにより上記の用途のいずれかに容易
に適合させ得ることが判った。

予想外にも本発明の合金は、過時効状態において、比
較的に高強度および良好な伝導性を維持しつつ曲げ加工
性を実質的に改良することが判った。

これもまた予想外にも該合金の耐応力緩和性は安定化
焼鈍の利用により著しく影響されることも判った。

本発明の限度内においてMg量を臨界的に調節すること
により、予想外にも本発明合金の高温加工性を改善でき
ることが判った。もしも、高Mg量を採用するならば、該
合金は高温加工温度に関係する割れに対する感受性が増
す。しかしながら、Mgを本発明の限度内に保つことによ
り、割れに対する感受性は高温加工温度に無関係に回避
される。

かくして、リードフレーム又はコネクタのような電子
的用途に対する多目的銅茎合金、及びそれらの加工方法
を提供することが本発明の利点である。

強度、伝導性、曲げ加工性および耐応力緩和性の改善
された組合せを有する上記合金を提供することが、本発
明の他の利点である。

容易に熱間加工することができ、しかも熱間加工中に
温度変化による割れ感受性を増大させない上記合金を提
供することが本発明の別の利点である。

上記利点およびその他の利点については以下の記載お
よび図面により明らかになるだろう。

本発明により多目的銅基合金が提供され、該合金はそ
の加工方法によって電子工業界においてリードフレーム
またはコネクタの材料として効果的に使用することがで
きる。該合金は、現在一般的に市販されている合金から
得られるものよりも優れた各性質の組合せを提供する点
において独特である。過去において同様な性質を達する
ためには高価なベリリウム銅合金の使用を必要とした。

本発明合金は、適度な伝導性において非常に高い強度
を提供する。例えばそれら合金はアロイ42に匹敵する強
度と共に実質的により良好な伝導性を達成することがで
きる。それら合金はまた市販の中程度の伝導性合金に匹
敵する伝導性と共により高い引張強さを達成することが
できる。

加工を適当な調整することにより該合金をコネクタ用
に成形することができる。例えば、板ばね（flat sprin
g）コネクタのような用途においては該合金を加工し
て、35％IACS以上の伝導性を維持しつつ896.4MPa（130k
si）以上の極限引張強さを与えることができる。高い強
度および良好な曲げ加工性を必要とするコネクタ用また
はリードフレーム用に対しては該合金を処理して約40％
IACS又はそれ以上の電気伝導率と共に792.9MPa（151ks
i）以上の極限引張強さを与えることができる。最後
に、より一層良好な曲げ加工性をも必要とするリードフ
レームおよびその他の用途に対しては689.5MPa（100ks
i）以上の極限引張強さおよび45％IACS以上の電気伝導
率を与える態様において該合金を加工することができ
る。

したがって本発明により、所定の組成範囲内の合金を
独特に処理して、該合金が多種の異なる用途に適合でき
るような機械的性質の範囲とすることができるというこ
とは明らかである。該合金の極限引張強さは、曲げ特性
および電気伝導特性を若干犠牲にして、これを高めるこ
とができる。またその代りに、良好な伝導性を与なが
ら、極限引張強さの若干の損失において、曲げ特性を高
めることができる。

コネクタまたはその他の用途に対し、該合金を優れた
耐応力緩和性が得られるように加工することができる。

本発明の多目的銅基合金は下記の臨界的な組成範囲内
の合金を包含する。すなわち、Ni:約２〜約4.8％、Si:
約0.2〜約1.4％、Mg:約0.05〜約0.45％、および残部と
してのCuより実質的に成る銅基合金である。

好ましくは、該銅基合金は、Ni:約2.4約4.0％、Si約:
0.3〜約1.1％、Mg:約0.05〜約0.3％、および残部として
のCuより実質的に成るものである。最も好ましくは、M
g:約0.1〜約0.2％である。

好ましくは、該合金におけるNi対Siの比（Ni:Si）は
約3.5:1〜約4.5:1の範囲であり、最も好ましくはNi対Si
の比（Ni:Si）は約3.8:1〜約4.3:1の範囲である。

リードフレームに使用する場合には、該合金は過時効
状態にあることが好ましい。コネクタに使用する場合に
は、該合金が安定化状態にあることが好ましい。

合金の性質に悪影響を及ぼすことのない、その他の元
素および不純物を合金に含有させることができる。

Cr、Co、Fe、Ti、Zr、Hf、Nb、Ta、ミッシュメタル
（ランタニド）およびそれらの混合物のような珪化物
（シリサイド）形成元素を、有効量約１％以下存在させ
ることができる。このような元素が存在する場合、それ
ら元素はNiの同等量と置換して存在すべきである。好ま
しくは、Crは約0.1％を超えない量に限定すべきであ
る。

本発明の合金は、Li、Ca、Mn、ミッシュメタルおよび
それらの混合物から選択される脱酸元素および（また
は）脱流元素の１種またはそれ以上を、脱酸素または脱
流に対する有効量において約0.25重量％まで包含するこ
ともできる。

本発明の合金におけるNiおよびSiに対する下限は、該
合金の所望の強度を達成するために必要である。もし
も、NiまたはSiが、示された量を超えて、存在すれば、
それらは合金中に溶体化することが困難となる。Mgの範
囲は、該合金の熱間加工性および例間圧延性に対し臨界
的である。

第１図において、熱間圧延温度に対する合金のMg含量
に関するグラフを示す。点線ABの下方および左方の領域
は、割れなしに熱間圧延が可能な領域である。点線ABの
上方および右方の領域は、熱間圧延中のインゴットの割
れが発生するために不適当な領域である。第１図から、
Mg量が0.45％を超えると、本発明合金に対する熱間圧延
温度の感受性が存在することが明らかである。Mg0.45％
以下である本発明の限度内において、該合金は熱間加工
温度に対して不感性であり、しかも広範囲の熱間加工温
度にわたって容易に熱間加工することができる。

高温熱間加工温度における割れに対するこの感受性
は、米国特許第2157934号明細書においてヘンセルおよ
びラーソンによっては決して予知されなかった。ヘンセ
ルおよびラーソンの特許明細書に示されたMgの範囲は３
％までにわたるものであった。第１図の考察から、この
範囲の小部分のみが本発明のとおりに使用されて該合金
を割れの観点から熱間加工温度に対して不感性とし、し
たがって該合金の熱間加工を容易に行い得ることが明ら
かに立証される。

Mgの下限は、本発明の合金の所望の機械的性質を達成
するため、特にこれら合金の耐応力緩和性を向上させる
ために重要である。Mgは合金の清浄化能力をも向上させ
ると考える。

また、Mg量は、冷間加工中にエッジクラッキング（エ
ッジ割れ:edge cracking）の発生を減少させるように本
発明の限界内に調節すべきである。各種方法により加工
した合金の冷間圧延中におけるエッジクラッキングに対
するMg量の影響およびMg量の範囲を表１に示す。

表１のデータを見ると、Mg量を本発明の範囲内、特に
本発明の好ましい範囲内に保つことにより、冷間加工
中、特にエッジトリミング（edge triming）後におけ
る、顕著に改善されたエッジクラッキングの減少が得ら
れることが明らかである。

表１において、各Mg量の下のスラッシュ記号の前に示
す成績は、冷間圧延開始時の厚さが13.97mm（0.55イン
チ）で、その後の冷間圧延後の特定の板厚における割れ
の程度を示す。スラッシュ記号（／）の後に示す成績は
処理工程欄に示される最終標準板厚における割れの程度
である。

本発明の合金は、所望の機械的性質、そしてそれは順
繰りに該合金が使用される最終用途によって定められる
ものである該機械的性質によって異なる加工がされる。
通常、コネクタ合金は、十分な電気伝導性、熱伝導性お
よび成形性を維持しつつ、ばね特性に対する高い強度お
よび良好な耐応力緩和性を必要とする。優れた加工性を
も必要とするそれらコネクタ用に対しては強度特性に与
える影響を適度に抑えながら、加工方法を調整すること
ができる。最後に、良好な曲げ加工性および電気伝導性
を必要とするリードフレーム用には、強度を若干犠牲に
することにより更に調整することができる。コネクタ型
の用途に重要である合金の耐応力緩和性は合金の加工方
法により非常に大きく影響され、特に驚くべきことに安
定化焼鈍を用いることがこれら合金の耐応力緩和性に対
し非常に有利に影響することがわかった。

本発明の合金は、冷えばダイレクトチル（Direct Chi
ll）鋳造のような慣用の手段により任意に鋳造すること
ができる。鋳造温度は、好ましくは少なくとも約1100℃
から約1250℃までである。普通に行われているようにス
ラブまたはインゴットとして、合金が鋳造される場合
に、それらの合金は次いで約850〜約980℃の温度におい
て約0.5〜約４時間にわたり均質化または均熱され、次
いで複数パスの熱間圧延による熱間加工により、一般的
に約19mm（3/4インチ）以下、好ましくは12.7mm（1/2イ
ンチ）またはそれ以下の所望の板厚（gauge）とする。
該合金は、好ましくは熱間加工後に、例えば水焼入れに
よって急冷する。該熱間加工は、合金元素が溶体化する
ように行うことが好ましい。

ダイレクトチル鋳造と、それに続く熱間加工が本発明
の好ましい方法であるものの、合金を約25.4mm（１イン
チ）またはそれ以下の厚さを有するストリップ形態に鋳
造することもできる。合金がストリップ形態に鋳造され
るならばそれらを熱間圧延する必要がないことは明らか
である。熱間加工方法は、特にその後に水焼入れを行う
場合に、合金元素を溶体化する目的で行い、それにより
溶体化焼鈍（solution annea）の必要性をなくすべきで
ある。しかしながら、所望により、又は特に合金がスト
リップ鋳造物である場合には該合金は約750〜約950℃の
温度において約30秒〜約８時間、好ましくは約１分〜約
４時間にわたり随意的に溶体化処理をし、次いで急冷
（好ましくは水焼入れ）することができる。

該合金は熱間加工またはストリップ鋳造後に面削して
酸化物およびスケールを除去してから更に加工すること
が好ましい。

所望により該合金を約550〜約700℃の温度において約
１〜約８時間にわたり随意的に均質化焼鈍することがで
きる。均質化焼鈍は熱間加工後か、または冷間圧延のよ
うな初期冷間加工後に行って厚さを約80％まで、好まし
くは約50〜70％減少させることができる。もしも、該合
金を均質化焼鈍するならば、その後に該ストリップを溶
体化処理する必要がある。それ故、該合金は均質化焼鈍
処理の一部として約750〜約950℃の温度において約30秒
〜約８時間、好ましくは約１分間〜約４時間にわたって
溶体化処理をすることが好ましい。焼鈍直後に該合金
を、好ましくは水焼き入れにより急冷する。連続焼鈍
は、水焼入れが容易であるため、溶体化処理に対する好
ましい方法である。

熱間圧延または均質化焼鈍後に、場合によっては該合
金を冷間加工と時効処理を操作の１回またはそれ以上連
続して行う。該冷間加工は冷間圧延により行うことが好
ましい。第１回の冷間圧延操作は好ましくは少なくとも
約30％、最も好ましくは少なくとも約50％の板厚の減少
を包含する。

選択プロセス１ 高強度のための加工 第１回目の冷間加工に次いで、温度約350〜約500℃、
好適には温度約425〜約480℃において合金を時効処理し
た。冷間加工と時効処理の連続操作を更に行う場合に
は、冷間圧延は少なくとも約10％好ましくは少なくとも
約30％の圧下率とすべきであり、この後に、先の時効焼
鈍よりも低い温度において約350〜約490℃の範囲の焼鈍
温度において時効焼鈍を行うべきである。

時効焼鈍は約0.5〜８時間、好ましくは約２〜４時間
にわたって上記温度において行うべきである。

冷間圧延および時効処理の連続操作の後に該合金を、
圧延することにより、最終的に冷間加工して厚さを約10
〜約90％、好ましくは約30〜約60％減少させる。

本発明の合金の耐応力緩和性は、約200〜345℃、好ま
しくは約225〜約330℃の温度において約0.5〜約８時
間、好ましくは約１〜約２時間にわたる安定化焼鈍を利
用することにより著しく改良される。

選択プロセス２ 最良の曲げ加工性のための加工 熱間加工又は均質化焼鈍処理後の合金を好ましくは冷
間圧延による冷間加工の最初の連続操作に供して、厚さ
を少なくとも約30％、好ましくは少なくとも約50％減少
させる。次いで該合金を約750〜約950℃、好ましくは約
800〜約850℃の温度において約30秒から約８時間まで、
好ましくは約１分間から１時間までにわたって焼鈍を行
い、次いで好ましくは水焼入れにより急冷することによ
り再溶体化（resolutionize）する。この焼鈍は連続焼
鈍として行うことが好ましい。

随意的には、この冷間加工および焼鈍の最初の連続操
作を第二の連続操作としてくり返して所望の最終板厚に
到達させることができる。

その後に、該合金を圧延により冷間加工して厚さを少
なくとも約10％、好ましくは少なくとも約30％減少さ
せ、次いで過時効処理する。過時効処理は、好ましくは
該合金を約500〜約700℃、好ましくは約510〜約575℃の
温度において約0.5時間〜約８時間、好ましくは約１時
間〜約４時間にわたって焼鈍することより成る。次いで
一般的に該合金を最終的に冷間圧延により冷間圧下して
厚さを約10〜約90％、好ましくは約30〜約60％減少させ
る。

この選択プロセス２はリードフレーム用の合金の調製
に特に適合しているが、コネクタ合金にも利用すること
ができ、この場合は前述の随意的な安定化処理を行うこ
とが好ましい。

この選択プロセス２は、実質的にNi約0.05〜約5.0
％、Si約0.01〜約2.0％、Mg約１％以下、および残部と
してのCuより成る銅合金に広く応用できると考える。該
合金の性質に実質的に悪い影響を及ぼすことのないその
他の元素および不純物を存在させることができる。しか
しながら該方法は、本発明合金に適用することが好まし
い。

選択プロセス３ 選択プロセス1,2の中間の強度と曲げ特性を得る処理 本プロセスは、選択プロセス２よりも比較的高い強
度、中程度の伝導性および或る程度劣る曲げ特性を有す
るリードフレーム材料またはコネクタ材料のいずれかに
使用するための銅合金を提供するものである。本プロセ
スは、過時効焼鈍の代りに時効焼鈍で置き換えた点を除
いて、選択プロセス２に関して記載された方法と実質的
に同一である。この方法によれば、最終減厚加工に先立
って、最終時効焼鈍を、約350〜約500℃以下、好ましく
は約425〜約480℃の温度において約0.5〜約８時間、好
ましくは約１〜約４時間にわたって行う。次いで、該合
金を最終的に約10〜約90％、好ましくは約30〜約60％冷
間加工する。合金がコネクタ用に意図される場合には選
択プロセス１に記載の前述の安定化方法によるような安
定化焼鈍を行うことが好ましい。

本発明の随意的な安定化焼鈍は所望により最終減厚加
工後または最終部品の成形加工後に行うことができる。
製造の便宜上、該安定化焼鈍は最終減厚加工後に最も容
易に行われる。しかしながら最良の応力緩和実績は最終
成形加工後に安定化処理を行った場合に得られると思わ
れる。なぜならが合金が安定化焼鈍された後の成形加工
は応力緩和性をある程度減少させることがあるからであ
る。

第２図において、異なる時効処理時間における本発明
の合金の、時効処理温度と硬度、曲げ加工性および電気
伝導率との間の関係を例証するグラフを示す。

第２図において実線曲線Ｃは、それぞれの時効処理温
度において２時間時効処理したCu−4.0％Ni−0.98％Si
−0.18％Mg合金の硬度を示す。実線曲線Ｄは時効処理温
度の全範囲にわたるそれら合金の電気伝導率を示す。点
線Ｅは硬度に対する上記合金の４時間にわたる時効処理
の影響を示し、点Ｆは電気伝導率に対する該合金の４時
間にわたる時効処理の影響を示す。曲線ＧおよびＨのそ
れぞれは４時間にわたって時効処理した合金に対する良
方向（good way）の曲げ特性および悪方向（bad way）
の曲げ特性を示す。第２図に示される結果は時効処理状
態における合金に対するものである。

第２図について考慮することにより、450℃の時効処
理温度においては時効処理応答ピークが得られ、それに
対し480℃以上、好ましくは500℃以上の温度において過
時効状態が得られることが明らかである。合金を比較的
に高い強度水準に保ちつつ過時効処理することができる
ということは重要で、かつ予想外である。第２図を考慮
することにより硬度ピークに対する時効処理と比較して
過時効により曲げ特性および電気伝導率が著しく改良さ
れることも明らかである。

第２図を考慮することにより選択プロセス１は一般的
にピーク時効生成物を生じ、これに対し選択プロセス２
は過時効生成物を生ずることが示される。選択プロセス
３は大体においてそれら２者の間に存在する。

第２図において、曲げ加工特性は曲げ半径をストリッ
プの厚さで除した最小曲げ半径として示される。曲げ加
工性試験はストリップがひび割れることなく90゜の角度
に曲がることのできる最小曲げ半径を測定する。良方
向、すなわち長さ方向の曲げ特性は、圧延方向と直角の
曲げ軸線で測定する。悪方向、すなわち横方向の曲げ特
性は圧延方向に平行な曲げ軸線で測定する。最小曲げ半
径（MBR）は最小の金型（ダイ）の半径であって、該金
型はストリップがその周りに沿って割れることなく90゜
の角度に曲がり得るものである。ｔはストリップの厚さ
である。

第２図において曲線Ｇは良方向、または長手方向の曲
りであり、それに対し曲線Ｈは悪方向、または横方向の
曲りである。

以上の説明では、電気伝導率について論じたが、本発
明合金が意図される電気的な応用は良好な熱伝導性をも
所望されることは明らかであり、該熱伝導性は該合金の
電気伝導性に物理的に関係する。

該合金は、所望により焼鈍後に行われる通常の酸洗い
溶液により随意的に清浄化することができる。

本発明は下記の例証的な実施例を考慮することにより
更に容易に理解することができるであろう。

実施例Ｉ 断面積152.4mm×762mm（６インチ×30インチ）のイン
ゴットを約1100℃の融解温度からダイレクトチル鋳造す
ることによりNi3.03％、Si0.71％、Mg0.17％、および残
部としてのCuから成る合金を調製した。該インゴットか
ら切断した51mm×51mm×102mm（２インチ×２インチ×
４インチ）の試料を875℃の温度において２時間にわた
り均熱し、次いで熱間圧延し、６パスで14mm（0.55イン
チ）の厚さにした。さらに、該合金は切削加工によって
厚さ11.4mm（0.45インチ）になされた。次いで該インゴ
ットを2.5mm（0.10インチ）に冷間圧延し、次いで475℃
の温度において２時間にわたって時効焼鈍を施した。そ
の後、該合金を1.3mm（0.050インチ）に冷間圧延し、次
いで400℃の温度において２時間にわたり再び時効処理
した。次いで該合金を0.76mm（0.030インチ）に冷間圧
延し、300℃の温度において１時間にわたり安定化焼鈍
した。最終冷間圧延後、および安定化焼鈍後に該合金の
機械的性質を測定した。測定された性質を表２に示す。

表２のデータを見ると、本発明の合金を選択プロセス
１により加工した場合に適度の電気伝導性を有しなおか
つ極めて高い極限引張強さが得られることが明らかであ
る。しかしながら、曲げ加工性をかなり犠牲にする。安
定化処理後は88.8％の応力が残留し、非安定化合金では
64.1％しか残留しないことを比較することにより示され
るように安定化焼鈍によって合金の応力緩和性が著しく
改良される。安定化状態における優れた耐応力緩和性と
本発明合金の高い強度および伝導性を組合せることによ
り該合金は平ばね型装着のようなコネクタ用に非常に有
用となる。したがって選択プロセス１は安定化状態にお
ける優れた耐応力緩和性と供に、適度の伝導性を有する
とともに極めて高い強度を有する本発明合金を提供する
のに明らかに適合している。

実施例II 表３に示すような組成を有する一連の合金を製造し
た。該合金を表３に示すようにして加工した。

表３に示す合金は種々のMg量を含有する。該合金の耐
応力緩和性を、最終冷間圧延と、更に安定化焼鈍した後
とにおいて測定した。表３に示すデータはMg成分を広範
囲に変化させた場合、これら合金の耐応力緩和性に対す
るMgの効果を明らかに確証する。該データは合金の安定
化焼鈍によって得られる耐応力緩和性の明らかに有意の
改良を更に確証する。それ故、耐応力緩和性が所望され
るコネクタまたはその他の用途に対し、安定化状態にあ
る合金を本発明により使用することが好ましい。

実施例III 熱間圧延後の実施例Ｉからの試料を下記の連続手順に
供した。熱間圧延してから該合金を3.8mm（0.15イン
チ）に冷間圧延した。次いで該合金を、600℃において
６時間焼鈍を行い、2.5mm（0.10インチ）に冷間圧延
し、830℃において4.5分間焼鈍を行い、次いで水焼入れ
することにより成る均質化処理をした。該合金を均質化
処理してから0.76mm（0.030インチ）に冷間圧延し、次
いで、830℃において4.5分間にわたり焼鈍を行い、次い
で水焼入れし、次いで、0.38mm（0.015インチ）に冷間
圧延した。0.38mm（0.015インチ）に冷間圧延した際に
該合金の一部を525℃において４時間にわたり過時効焼
鈍に供し、次いで、0.25mm（0.010インチ）に冷間圧延
した。この加工は選択プロセス２にしたがった。次い
で、これら合金の別の部分を475℃において２時間にわ
たり時効焼鈍に供し、次いで0.25mm（0.010インチ）に
冷間圧延した。これらの合金を選択プロセス３にしたが
って加工した。板厚0.25mm（0.010インチ）における合
金の性質を表４に示す。

表４に示されるように選択プロセス２により、689.5M
Pa（100ksi）以上の優れた極限引張強さを維持し、かつ
優れた曲げ加工性を提供しながら最高の電気伝導性が得
られる。このプロセスは優れた曲げ加工性ならびに強度
および伝導性が所望されるリードフレーム用途向けの材
料を製造するのに特に適している。選択プロセス２によ
り加工された合金はリードフレームとしての用途を主と
しているが、それら合金は優れた曲げ加工性を必要とす
るコネクタまたはその他の用途にも使用することができ
る。コネクタ用としては、耐応力緩和性を改良するため
に安定化焼鈍をすることが好ましい。選択プロセス３の
成績は選択プロセス２の成績および先に表２に示した成
績と比較して、他のプロセス特性の中間に存在する。選
択プロセス３は悪方向の曲げはやや犠牲にするが、827M
Pa（120ksi）以上の極限引張強さと40％IACS以上の良好
な伝導性を与える。

実施例IV 表Ｖに示す組成を有する一連の合金を下記のようにし
て製造した：合金を約1225℃の温度において溶解した。
各溶解物を水冷銅板上に載せた鋼製の型に注入した。得
られた5.1mm×5.1mm×10.2mm（２インチ×２インチ×４
インチ）のチル鋳造インゴットを２時間にわたり900℃
において均熱し、該温度から熱間圧延し、６パスにおい
て厚さ14mm（0.55インチ）とした。次いで該合金を下記
のようにして加工した：それら合金を面削して板厚10.2
mm（0.40インチ）とし、次いで冷間圧延して板厚4.6mm
（0.18インチ）とした。該合金の一部を４時間にわたり
500℃において焼鈍を行い、次いで冷間圧延して板厚2.0
mm0.080インチ）とし、次いで２時間にわたり425℃にお
いて焼鈍を行い次いで75％冷間圧延して板厚0.62（0.02
0インチ）とした。次いで、該合金の機械的性質および
電気的性質を測定し、表５に示した。

表５は本発明の合金により、電気伝導性を犠牲にする
ことなく強度を顕著に改良できる方法を明らかに例証す
る。表５のデータはまた該合金が、強度を犠牲にするこ
となく本発明の範囲内において、例えばCrやMnのような
他の元素を包含することができるということをも示す。

実施例Ｖ 板厚4.6mm（0.18インチ）における前記実施例の合金
の一部を475℃の温度において２時間にわたって焼鈍を
行い、次いで冷間圧延して板厚2.0（0.080インチ）と
し、400℃において２時間にわたり焼鈍を行い、次いで7
5％冷間圧延して板厚0.51mm（0.020インチ）とした。該
合金の機械的性質および電気的性質を測定し、表６に示
した。

表６を考慮すれば、本発明の合金は適度の電気伝導性
を維持しながら例外的に高いレベルの引張強さに到達で
きることが示される。表６は更に、少量のCrおよび（ま
たは）Mnの添加が該合金の引張強さに対して有利である
が電気伝導性をやや減少させることを示す。

実施例VI 表７は、NiおよびSiが本発明で定義された含有量範囲
内にある銅基合金であって、本発明で定義された含有量
範囲内のMg（0.18重量％）を含む銅基合金と、Mg以外の
添加成分（Sn、Mn、Cr）をそれぞれ含む３種類の銅基合
金の耐応力緩和性を、残留応力を測定することによって
比較したものである（表７において、「CR」は50％の冷
間圧延が施された合金であることを示し、「Ａ」は400
℃、４時間の焼鈍が施された合金であることを示す）。

表７を見ると、本発明合金（Mg0.18重量％）は、その
他の銅基合金に比して優れている。通常、Cu−Ni−Si基
合金のような析出硬化型銅合金は、焼鈍（時効処理）さ
れた最高硬さ状態で販売されている。温度105℃、10000
0時間のシュミレーション結果によると、本発明合金（M
g0.18重量％）は、90％の残留応力を有している。その
他の銅基合金の残留応力は、90％よりもかなり低く、本
発明合金（Mg0.18重量％）に比して大幅に劣っている。
以下に、その比較結果を示す： ａ）Sn添加の場合：本発明合金に比して11％低い。

ｂ）Mn添加の場合：本発明合金に比して21％低い。

ｃ）Cr添加の場合：本発明合金に比して30％低い。

たとえ、焼鈍（時効）状態ではなく、冷間圧延状態
で、合金が販売されていると仮定しても、本発明合金
は、その他の銅基合金に比して著しく優れている。表７
は、Crを含む冷間圧延状態の銅基合金の残留応力の割合
が、冷間圧延状態の本発明合金における残留応力の割合
よりも18％少ないことを示している。

実施例VII 表８は、NiおよびSiが本発明で定義された含有量範囲
内にある銅基合金であって、本発明で定義された含有量
範囲内のMg（0.36重量％）を含む銅基合金と、Mg以外の
添加成分（Sn、Mn、Ti、Zr）をそれぞれ含む４種類の銅
基合金の電気伝導性、降伏強度、極限引張強さ（UTS）
を比較したものである。電気伝導性と引張強度の関係
は、一方の特性を増大させると、他方の特性が低下する
のが普通である。しかるに、或る優れた合金は、高い引
張強さと、高い電気伝導性とを兼備する。表８に示され
た各合金は、先に説明した選択プロセス１によって高強
度と適度の電気伝導性を有するように処理されたCu−Ni
−Si合金についての試験結果である。

表８のデータから明らかなように、Mg0.36重量％を含
む本発明銅基合金は、その他の合金に比して優れてい
る。以下に、この比較結果を示す： ａ）Sn添加の場合：本発明合金の極限引張強さは、Snを
含む銅基合金のそれよりも僅かに低いが、本発明合金の
電気伝導性は、劇的に（24％も）高い。

ｂ）Mn添加の場合：本発明合金の極限引張強さは、Mnを
含む銅基合金のそれよりも僅かに低いに過ぎないが、電
気伝導性については、Mnを含む銅基合金に比して驚くほ
ど高い（17％高い）。

ｃ）Ti添加の場合:Tiを含む銅基合金の極限引張強さ
は、本発明合金のそれに比して約11％低い。一方、驚く
べきことに、Tiを含む銅基合金の電気伝導性は、本発明
合金のそれに比して約33％低い。

ｄ）Zr添加の場合：本発明合金の極限引張強さは、Zrを
含む銅基合金のそれに比して僅かに高いに過ぎないが、
本発明合金の電気伝導性は、Zrを含む銅基合金のそれに
比して28％高い。

実施例VIII 表９は、NiおよびSiが本発明で定義された含有量範囲
内にある銅基合金であって、本発明で定義された含有量
範囲内のMg（0.1重量％）を含む銅基合金と、Mg以外の
添加成分（Sn、Fe）をそれぞれ含む２種類の銅基合金の
電気伝導性、降伏強度、極限引張強さ（UTS）を比較し
たものである。

表９に示された各合金は、先に説明した選択プロセス
２によって処理された。表９は、中程度の強度と、高電
気伝導性とを有するように処理された状態で、本発明合
金がその他の銅基合金に比して、驚くほど改善されてい
ることを示している。

実施例IX 公称組成がNi:4％、Si:1％、Sb:0.4％、残部Cuである
銅合金を鋳造して、導電性と極限強さを評価した。この
合金は、熱間圧延加工の間に割れを生じた。

本明細書において「耐力」とは0.2％の歪み量（offse
t）で測定した耐力を意味する。「UTS」は極限引張強さ
を意味する。本発明における「伸び」は51mm（２イン
チ）の標点間距離において測定したものである。用語
「ksi」は25.4平方mm（１平方インチ）当り1000ポンド
の略語である。全ての組成100分率は重量％である。す
べての焼鈍時間は温度保持時間であり、その温度に到
達、および冷却する炉内時間を含まない。本発明によれ
ば連続焼鈍は合金の溶体化処理または再溶体化処理に対
して好ましい。10分間以下の時間において行うことので
きる焼鈍は連続焼鈍技術により行うことが好ましい。上
記時間以上における焼鈍はベル（Bell）焼鈍により行う
ことが好ましい。

本明細書に示される工業用銅合金の記号は米国、ニュ
ーヨーク州10017、ニューヨーク市、レキシントンアベ
ニュー405におけるカッパー・デベロプメント・アソシ
エイション Inc.社の標準記号による。

本発明により、前述した目的、手段、および利点を十
分に満足させる、適度な伝導性および高強度を有する多
目的銅合金およびそれに対する加工方法が提供されたこ
とが明らかである。本発明をその特定の実施態様との組
合せにおいて記載したが、前記の記載から多くの改良お
よび変更が当業者に明らかである。したがって、全ての
上記改良および変更は特許請求の範囲の記載の要旨およ
び広義の範囲内にある。

【図面の簡単な説明】

第１図はMg量成分と、熱間加工中の割れに対する合金の
温度感受率との間の関係を示すグラフ図である。 第２図は時効処理温度と、異なる時効化時間における合
金の硬度、曲げ加工性及び電気伝導率との関係を示すグ
ラフ図である。

Claims (12)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】実質的に、Ni:2〜4.8％、Si:0.2〜1.4％、
   Mg:0.05〜0.45％、Cu:残部（数字はいずれも重量％）か
   ら成ることを特徴とする改善された組合せの極限引張強
   さ、電気伝導性および耐応力緩和性を有し、安定化状態
   にある電気コネクタ用銅基合金。
2. 【請求項２】実質的に、Ni:2.4〜4.0％、Si:0.3〜1.1
   ％、Mg:0.05〜0.3％、Cu:残部（数字はいずれも重量
   ％）から成る特許請求の範囲第１項記載に記載された電
   気コネクタ用銅基合金。
3. 【請求項３】Mg量が0.1〜0.2重量％である特許請求の範
   囲第２項に記載された電気コネクタ用銅基合金。
4. 【請求項４】Ni含有量とSi含有量の比（Ni:Si）が3.5〜
   4.5:1の範囲にある特許請求の範囲第１項または第２項
   に記載された電気コネクタ用銅基合金。
5. 【請求項５】実質的に、Si:0.2〜1.4％、Mg:0.05〜0.45
   ％、合計量（珪化物形成元素＋Ni）が２〜4.8％である
   下記珪化物形成元素とNi、およびCu:残部（数字はいず
   れも重量％）から成る銅基合金であり、 前記珪化物形成元素は、その有効量が１重量％以下（た
   だし、零を含まず）であり、Cr、Co、Fe、Ti、Zr、Hf、
   Nb、Ta、ミッシュメタルおよびそれらの混合物から成る
   群から選択されることを特徴とする改善された組合せの
   極限引張強さ、電気伝導性および耐応力緩和性を有し、
   安定化状態にある電気コネクタ用銅基合金。
6. 【請求項６】Crが存在する場合、Cr量が0.1重量％を超
   えない特許請求の範囲第５項に記載された電気コネクタ
   用銅基合金。
7. 【請求項７】実質的に、Ni:2〜4.8％、Si:0.2〜1.4％、
   Mg:0.05〜0.45％、Li、Ca、Mn、ミッシュメタルおよび
   それらの混合物から成る群から選択される有効量0.25重
   量％以下（ただし、零を含まず）の脱酸元素または脱硫
   元素、およびCu:残部（数字はいずれも重量％）から成
   ることを特徴とする改善された組合せの極限引張強さ、
   電気伝導性及び耐応力緩和性を有し、安定化状態にある
   電気コネクタ用銅基合金。
8. 【請求項８】実質的に、Si:0.2〜1.4％、Mg:0.05〜0.45
   ％、合計量（珪化物形成元素＋Ni）が２〜4.8％である
   下記珪化物形成元素とNi、有効量が0.25重量％以下（た
   だし、零を含まず）でありLi、Ca、Mnおよびそれらの混
   合物から成る群から選択される脱酸元素または脱硫元
   素、およびCu:残部（数字はいずれも重量％）成る銅基
   合金であり、 前記珪化物形成元素は、その有効量が１重量％以下（た
   だし、零を含まず）であり、Cr、Co、Fe、Ti、Zr、Hf、
   Nb、Ta、ミッシュメタルおよびそれらの混合物から成る
   群から選択されることを特徴とする改善された組合せの
   極限引張強さ、電気伝導性および耐応力緩和性を有し、
   安定化状態にある電気コネクタ用銅基合金。
9. 【請求項９】Crが存在する場合、Cr量が0.1重量％を超
   えない特許請求の範囲第８項に記載された電気コネクタ
   用銅基合金。
10. 【請求項１０】改善された組合せの極限引張強さ、電気
    伝導性および耐応力緩和性を有し、安定化状態にある電
    気コネクタ用銅基合金の製造方法において： （ａ）実質的にNi:2〜4.8％、Si:0.2〜1.4％、Mg:0.05
    〜0.45％、残部:Cu（数字はいずれも重量％）から成る
    銅基合金を調製し； （ｂ）前記銅基合金を所望形状に鋳造し； （ｃ）前記銅基合金を温度750〜950℃において0.5〜８
    時間にわたり溶体化し、次いで急冷し； （ｄ）前記銅基合金に、少なくとも30％の加工率で冷間
    加工を施し； （ｅ）前記銅基合金を温度350〜500℃において0.5〜８
    時間にわたり時効処理し； （ｆ）前記銅基合金に、加工率10〜90％で冷間加工を施
    し； （ｇ）前記銅基合金に、温度200〜345℃において0.5〜
    ８時間にわたり安定化焼鈍を施す、前記各工程を含む電
    気コネクタ用銅基合金の製造方法。
11. 【請求項１１】改善された組合せの極限引張強さ、電気
    伝導性および耐応力緩和性を有し、安定化状態にある電
    気コネクタ用銅基合金の製造方法において、 （ａ）実質的に、Ni:2〜4.8％、Si:0.2〜1.4％、Mg:0.0
    5〜0.45％、Cu:残部（数字はいずれも重量％）から成る
    銅基合金を調整し； （ｂ）前記銅基合金を所望形状に鋳造し； （ｃ）前記銅基合金を、温度750〜950℃で、0.5〜８時
    間にわたって溶体化し、次いで急冷し； （ｄ）前記銅基合金に、少なくとも30％の加工率で冷間
    加工を施し； （ｅ）前記銅基合金に、温度750〜950℃、0.5〜８時間
    の焼鈍処理を施し、次いで急冷し； （ｆ）前記銅基合金に、少なくとも10％の加工率で冷間
    加工を施し； （ｇ）前記銅基合金に、温度500〜700℃、0.5〜８時間
    の過時効焼鈍処理を施し； （ｈ）前記銅基合金に、加工率10〜90％で冷間加工を施
    し； （ｉ）前記銅基合金に、温度200〜345℃、0.5〜８時間
    の安定化焼鈍処理を施す、前記各工程を含む電気コネク
    タ用銅基合金の製造方法。
12. 【請求項１２】改善された組合せの極限引張強さ、電気
    伝導性および耐応力緩和性を有し、安定化状態にある電
    気コネクタ用銅基合金の製造方法において、 （ａ）実質的にNi:2〜4.8％、Si:0.2〜1.4％、Mg:0.05
    〜0.45％、Cu:残部（数字はいずれも重量％）から成る
    銅基合金を調整し； （ｂ）前記銅基合金を所望形状に鋳造し； （ｃ）前記銅基合金を、温度750〜950℃で、0.5〜８時
    間にわたって溶体化し、次いで急冷し； （ｄ）前記銅基合金に、少なくとも30％の加工率で冷間
    加工を施し； （ｅ）前記銅基合金に、温度750〜950℃、0.5〜８時間
    の焼鈍処理を施し、次いで急冷し； （ｆ）前記銅基合金に、少なくとも加工率10％で冷間加
    工を施し； （ｇ）前記銅基合金に、350℃以上、500℃未満の温度
    で、0.5〜８時間の時効処理を施し； （ｈ）前記銅基合金に、加工率10〜90％で冷間加工を施
    し； （ｉ）前記銅基合金に、温度200〜345℃、0.5〜８時間
    の安定化焼鈍処理を施す、前記各工程を含む電気コネク
    タ用銅基合金の製造方法。