JP2839927B2 - 強度、導電性及び耐マイグレーション性に優れる銅合金の製造方法 - Google Patents
強度、導電性及び耐マイグレーション性に優れる銅合金の製造方法Info
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- JP2839927B2 JP2839927B2 JP2804690A JP2804690A JP2839927B2 JP 2839927 B2 JP2839927 B2 JP 2839927B2 JP 2804690 A JP2804690 A JP 2804690A JP 2804690 A JP2804690 A JP 2804690A JP 2839927 B2 JP2839927 B2 JP 2839927B2
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Description
【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明は強度、導電性及びマイグレーション性に優れ
る銅合金の製造方法に係り、より詳細には、例えば、端
子・コネクターリードフレーム用として好適な導電性及
び耐マイグレーション性に優れる銅合金の製造方法に関
する。
る銅合金の製造方法に係り、より詳細には、例えば、端
子・コネクターリードフレーム用として好適な導電性及
び耐マイグレーション性に優れる銅合金の製造方法に関
する。
［従来の技術］ 近年、電気電子機器の軽薄短小化のニーズに伴ない、
使用される部品も小型化が進んでいる。これに対応し
て、端子・コネクターリードフレームの電極間ピッチの
近接化あるいは電極数の増加、さらに電流容量も大きく
なっている。従って、従来から端子・コネクター用材料
として使用されてきた黄銅あるいはりん青銅系材料のよ
うに、導電率の低い材料では、小型化のニーズに対応で
きず、Cu−Ni−Si系の析出硬化型合金のニーズが高まっ
ている。
使用される部品も小型化が進んでいる。これに対応し
て、端子・コネクターリードフレームの電極間ピッチの
近接化あるいは電極数の増加、さらに電流容量も大きく
なっている。従って、従来から端子・コネクター用材料
として使用されてきた黄銅あるいはりん青銅系材料のよ
うに、導電率の低い材料では、小型化のニーズに対応で
きず、Cu−Ni−Si系の析出硬化型合金のニーズが高まっ
ている。
ところで、Cu−Ni−Si系合金は、熱間加工性が劣るこ
とから、鋳塊の熱間圧延→焼入れ→冷間圧延→析出硬化
焼鈍→冷間圧延→低温焼鈍という工程により製造され
る。
とから、鋳塊の熱間圧延→焼入れ→冷間圧延→析出硬化
焼鈍→冷間圧延→低温焼鈍という工程により製造され
る。
ここで、熱間圧延は、800〜880℃の温度に加熱後に行
われ、また、析出硬化焼鈍は400〜550℃の温度で５分〜
４時間で行われる。
われ、また、析出硬化焼鈍は400〜550℃の温度で５分〜
４時間で行われる。
しかし、かかる方法で製造したCu−Ni−Si系合金は、
異方性が大きく、また、曲げ加工性が劣っていた。さら
に、得られる製品の特性は安定しておらず、特性のばら
つきが大きいとう問題があった。また、めっき処理後に
あるいは化学研磨後に突起が生ずるという問題もあっ
た。
異方性が大きく、また、曲げ加工性が劣っていた。さら
に、得られる製品の特性は安定しておらず、特性のばら
つきが大きいとう問題があった。また、めっき処理後に
あるいは化学研磨後に突起が生ずるという問題もあっ
た。
［発明が解決しようとする課題］ 本発明は、異方性が小さく、曲げ加工性にも優れ、か
つ安定した特性を有する強度、導電性及び耐マイグレー
ション性に優れる銅合金の製造方法を提供することを目
的とする。
つ安定した特性を有する強度、導電性及び耐マイグレー
ション性に優れる銅合金の製造方法を提供することを目
的とする。
［課題を解決するための手段］ 本発明は、、Ni:0.4〜4.0wt％,Si:0.1〜1.0wt％,Zn:
0.05〜5.0wt％,Mg:0.05〜0.5wt％,Mn:0.005〜0.2wt％と
Cr,Ti,Zrのいずれか１種以上を合計で0.001〜0.01wt
％、残部がCuと不可避不純物からなる銅合金の鋳塊を、 900℃以上の温度で30分間以上加熱した後、熱間圧延
し、 次いで、650℃以上の温度から冷却速度15℃／秒以上
で冷却し、 次に、冷間圧延後、450〜550℃の温度で５分〜４時間
の析出硬化焼鈍を行ない、 次いで、冷間圧延後、425〜525℃の温度で５分〜４時
間の析出硬化焼鈍し、 仕上げ圧延後、300〜425℃の温度で５分〜２時間の低
温焼鈍を行なう、 ことを特徴とする。
0.05〜5.0wt％,Mg:0.05〜0.5wt％,Mn:0.005〜0.2wt％と
Cr,Ti,Zrのいずれか１種以上を合計で0.001〜0.01wt
％、残部がCuと不可避不純物からなる銅合金の鋳塊を、 900℃以上の温度で30分間以上加熱した後、熱間圧延
し、 次いで、650℃以上の温度から冷却速度15℃／秒以上
で冷却し、 次に、冷間圧延後、450〜550℃の温度で５分〜４時間
の析出硬化焼鈍を行ない、 次いで、冷間圧延後、425〜525℃の温度で５分〜４時
間の析出硬化焼鈍し、 仕上げ圧延後、300〜425℃の温度で５分〜２時間の低
温焼鈍を行なう、 ことを特徴とする。
［作用］ 以下に本発明の詳細な説明を本発明をなすに際して得
た知見とともに説明する。
た知見とともに説明する。
本発明者は、従来の製造方法で製造したCu−Ni−Si系
合金をつぶさに観察したところ、従来の製造方法で製造
したCu−Ni−Si系合金においては粒径が10μｍ以上にも
及ぶ凝集粗大化したNi2Siが多数存在することを見い出
した。
合金をつぶさに観察したところ、従来の製造方法で製造
したCu−Ni−Si系合金においては粒径が10μｍ以上にも
及ぶ凝集粗大化したNi2Siが多数存在することを見い出
した。
かかる凝集粗大化したNi2Siが、異方性、曲げ加工性
の低下、めっき処理後の突起等の原因になっていると考
えられる。
の低下、めっき処理後の突起等の原因になっていると考
えられる。
そこで、本発明者は、かかる凝集粗大化したNi2Siが
生ずる原因の探究を行ったところ、それは、鋳造の過程
で晶出した晶出Ni2Siが、冷却後に残留したものである
ことを解明した。しかも、冷却後に残留したNi2Siは従
来の熱間圧延時の加熱温度（800〜880℃）で、５時間以
上加熱しても母相に固溶せず、製品中に残留してしまう
ことを見い出した。
生ずる原因の探究を行ったところ、それは、鋳造の過程
で晶出した晶出Ni2Siが、冷却後に残留したものである
ことを解明した。しかも、冷却後に残留したNi2Siは従
来の熱間圧延時の加熱温度（800〜880℃）で、５時間以
上加熱しても母相に固溶せず、製品中に残留してしまう
ことを見い出した。
また、最終製品におけるNi2Siの晶出物の大きさと量
は強度の高低を左右することから、特性の安定した製品
を供給出来ない理由もこの残留晶出物に起因するものと
考えられる。
は強度の高低を左右することから、特性の安定した製品
を供給出来ない理由もこの残留晶出物に起因するものと
考えられる。
そこで、本発明者は、各種実験を重ね、晶出物の残留
を減少させる技術を鋭意探究したところ、熱間圧延時の
加熱温度、冷却速度、焼鈍温度等が晶出物の残留に微妙
に関係していることを見い出し、その条件を厳密に探究
するとともに、その条件を達成し得る合金組成をも探究
することにより本発明をなすにいたった。
を減少させる技術を鋭意探究したところ、熱間圧延時の
加熱温度、冷却速度、焼鈍温度等が晶出物の残留に微妙
に関係していることを見い出し、その条件を厳密に探究
するとともに、その条件を達成し得る合金組成をも探究
することにより本発明をなすにいたった。
以下に、本発明の要件を詳細に説明する。
（熱間圧延） 本発明では、後述する組成の鋳塊を900℃以上の温度
で30分間以上加熱した後に、適宜の厚さ（例えば15〜18
mm）まで熱間圧延する。熱間圧延終了後は、650℃以上
の温度から焼入れる。この時、冷却速度15℃／秒以上の
スピードで冷却する必要がある。
で30分間以上加熱した後に、適宜の厚さ（例えば15〜18
mm）まで熱間圧延する。熱間圧延終了後は、650℃以上
の温度から焼入れる。この時、冷却速度15℃／秒以上の
スピードで冷却する必要がある。
なお、鋳塊の製造は通常、半連続鋳造法で行われる、
半連続鋳造法における鋳造中の鋳塊の冷却速度は15℃／
秒未満であるため、Ni2Siの晶出物が凝集粗大化してい
るが、かかる晶出物であっても900℃以上の温度で30分
間以上加熱後に熱間圧延し、その後650℃以上の温度か
ら、15℃／秒以上のスピードで焼入れる事により、Ni2S
iの晶出物は完全に固溶化される。熱間圧延前の加熱温
度が900℃未満ではかかる固溶化は困難である。
半連続鋳造法における鋳造中の鋳塊の冷却速度は15℃／
秒未満であるため、Ni2Siの晶出物が凝集粗大化してい
るが、かかる晶出物であっても900℃以上の温度で30分
間以上加熱後に熱間圧延し、その後650℃以上の温度か
ら、15℃／秒以上のスピードで焼入れる事により、Ni2S
iの晶出物は完全に固溶化される。熱間圧延前の加熱温
度が900℃未満ではかかる固溶化は困難である。
焼入れ温度が650℃未満では組織の再結晶は起こら
ず、また650℃以上の温度でも冷却速度が15℃／秒未満
ではNiおよびSiが固溶せず析出硬化焼鈍以前に析出を始
め、その析出物が凝集粗大化してしまう。この凝集粗大
化した析出物は強度、導電率の向上に寄与しない。
ず、また650℃以上の温度でも冷却速度が15℃／秒未満
ではNiおよびSiが固溶せず析出硬化焼鈍以前に析出を始
め、その析出物が凝集粗大化してしまう。この凝集粗大
化した析出物は強度、導電率の向上に寄与しない。
（焼鈍） 次に冷間圧延し、450〜550℃の温度で５分〜４時間の
析出硬化焼鈍（第１次焼鈍）をして冷間圧延後、再び42
5〜525℃の温度で５分〜４時間の析出硬化焼鈍（第２次
焼鈍）を行なう。
析出硬化焼鈍（第１次焼鈍）をして冷間圧延後、再び42
5〜525℃の温度で５分〜４時間の析出硬化焼鈍（第２次
焼鈍）を行なう。
第１次焼鈍における温度が450℃未満では、Ni2Siの化
合物の析出が不十分であり、導電率の向上を期し難くな
る。550℃を越えるとNi2Siは粗大化してしまう。
合物の析出が不十分であり、導電率の向上を期し難くな
る。550℃を越えるとNi2Siは粗大化してしまう。
焼鈍時間が５分未満では、析出量は不足し、４時間を
越えると析出量は飽和し、エネルギー消費という経済上
から無駄である。
越えると析出量は飽和し、エネルギー消費という経済上
から無駄である。
本発明では、焼鈍工程を２段階で行うことを特徴の１
つとする。第２次焼鈍温度が425℃未満では、Ni2Siの化
合物の析出量が少なくなってしまい、導電率の向上を期
し難くなってしまう。一方、525℃を越えるとNi2Siは粗
大化してしまう。
つとする。第２次焼鈍温度が425℃未満では、Ni2Siの化
合物の析出量が少なくなってしまい、導電率の向上を期
し難くなってしまう。一方、525℃を越えるとNi2Siは粗
大化してしまう。
焼鈍時間が５分未満では、析出量は不足し、４時間を
越えると析出量は飽和しエネルギー消費という経済上か
ら無駄である。
越えると析出量は飽和しエネルギー消費という経済上か
ら無駄である。
焼鈍工程をこのように２段階としたのは、２段階とす
ると、Ni2Siが十分析出し、強度、導電率が向上し、ま
た、最終製品における成形加工性が良好となるためであ
る。
ると、Ni2Siが十分析出し、強度、導電率が向上し、ま
た、最終製品における成形加工性が良好となるためであ
る。
（低温焼鈍） 次に所定の仕上げ圧延を行ない、300〜425℃の温度で
５分〜２時間の低温焼鈍を行なう。かかる低温焼鈍によ
りばね限界値と伸びの向上を図ることができる。温度時
間がこの範囲外では、強度の低下をきたし、また、ばね
限界値、伸びの向上を期することができない。
５分〜２時間の低温焼鈍を行なう。かかる低温焼鈍によ
りばね限界値と伸びの向上を図ることができる。温度時
間がこの範囲外では、強度の低下をきたし、また、ばね
限界値、伸びの向上を期することができない。
（成分限定理由） NiはSiと共に添加して強度を向上させる元素であり、
含有量が0.4wt％未満では、Siが0.1〜1.0wt％含有され
ていても強度の向上は期待できず、又4.0wt％を越えて
含有されると加工性が悪くなり、さらに強度の向上は少
ない。よってNi含有量は0.4〜4.0wt％とする。
含有量が0.4wt％未満では、Siが0.1〜1.0wt％含有され
ていても強度の向上は期待できず、又4.0wt％を越えて
含有されると加工性が悪くなり、さらに強度の向上は少
ない。よってNi含有量は0.4〜4.0wt％とする。
SiはNiと共に化合物を形成して強度を向上させる元素
であり、含有量が0.1wt％未満ではNiが0.4〜4.0wt％含
有されていても強度の向上は期待できず、又1.0wt％を
越えて含有されると加工性と導電率が低下する。よっ
て、Si含有量は0.1〜1.0wt％とする。
であり、含有量が0.1wt％未満ではNiが0.4〜4.0wt％含
有されていても強度の向上は期待できず、又1.0wt％を
越えて含有されると加工性と導電率が低下する。よっ
て、Si含有量は0.1〜1.0wt％とする。
例えば、端子、コネクター用として使用する場合に
は、はんだおよび錫の濡れ性・密着性は必須特性とな
る。Znははんだおよび錫めっき層の剥離を抑制する。ま
た、Znは耐マイグレーション性を向上させるための必須
元素である。すなわち、Znは電圧が印加された電気・電
子部品の電極間に水の侵入や結露等が生じた場合Cuのマ
イグレーション形成を抑え漏洩電流の発生を抑制する。
0.05wt％未満では黄銅と同等の特性が得られず、5.0wt
％を越えて含有された場合は耐マイグレーション性は向
上するが、導電率が小さくなるとか、応力腐食割れを起
しやすくなる等好ましくない。よってZn含有量は0.05〜
5.0wt％とする。
は、はんだおよび錫の濡れ性・密着性は必須特性とな
る。Znははんだおよび錫めっき層の剥離を抑制する。ま
た、Znは耐マイグレーション性を向上させるための必須
元素である。すなわち、Znは電圧が印加された電気・電
子部品の電極間に水の侵入や結露等が生じた場合Cuのマ
イグレーション形成を抑え漏洩電流の発生を抑制する。
0.05wt％未満では黄銅と同等の特性が得られず、5.0wt
％を越えて含有された場合は耐マイグレーション性は向
上するが、導電率が小さくなるとか、応力腐食割れを起
しやすくなる等好ましくない。よってZn含有量は0.05〜
5.0wt％とする。
Mgは熱間加工性および強度、特にばね限界値を向上さ
せるための必須元素であり、造塊時に原料より混入して
くる低融点のＳと反応し、高融点のMgSを形成し、熱間
加工性を向上させる効果を有し、さらに0.05wt％以上含
有されるとばね限界値を向上する効果が生ずる。0.5wt
％を越えて含有されてもばね限界値の向上は平衡に達
し、かえって溶解鋳造時の湯流れ性および鋳造性が劣化
する。したがってMgの含有量は0.05〜0.5wt％とする。
せるための必須元素であり、造塊時に原料より混入して
くる低融点のＳと反応し、高融点のMgSを形成し、熱間
加工性を向上させる効果を有し、さらに0.05wt％以上含
有されるとばね限界値を向上する効果が生ずる。0.5wt
％を越えて含有されてもばね限界値の向上は平衡に達
し、かえって溶解鋳造時の湯流れ性および鋳造性が劣化
する。したがってMgの含有量は0.05〜0.5wt％とする。
Mnは鋳塊の粒界を強化して熱間加工性を向上し、中高
温脆性の改善あるいは強度の向上に効果がある。しかし
添加量が0.005wt％未満ではその効果が少ない。一方0.2
wt％以上では上記の効果は平衡となり、より以上添加効
果を望めない。したがってMn添加量は0.005〜0.2wt％と
する。
温脆性の改善あるいは強度の向上に効果がある。しかし
添加量が0.005wt％未満ではその効果が少ない。一方0.2
wt％以上では上記の効果は平衡となり、より以上添加効
果を望めない。したがってMn添加量は0.005〜0.2wt％と
する。
Cr,Ti,Zrは鋳塊の粒界を強化し、熱間加工性を向上す
る。0.001wt％未満ではその効果は少なく、また0.01wt
％を越えて含有されると溶湯が酸化し易くなり、健全な
鋳塊が得られなくなる。よってCr,Ti,Zrのいずれか１種
以上を0.001〜0.01wt％とする。Cu−Ni−Si系合金は熱
間加工性が悪く、また鋳造時に生じたNi2Siの晶出物の
ための900℃以上の加熱が困難であったが、上記添加元
素によって900℃以上での熱間圧延が可能となる。
る。0.001wt％未満ではその効果は少なく、また0.01wt
％を越えて含有されると溶湯が酸化し易くなり、健全な
鋳塊が得られなくなる。よってCr,Ti,Zrのいずれか１種
以上を0.001〜0.01wt％とする。Cu−Ni−Si系合金は熱
間加工性が悪く、また鋳造時に生じたNi2Siの晶出物の
ための900℃以上の加熱が困難であったが、上記添加元
素によって900℃以上での熱間圧延が可能となる。
［実施例］ 本発明の実施例を以下に説明する。
第１表に示す化学成分の合金を小型抵抗加熱電気炉で
大気中にて木炭被覆下で溶解し、厚さ50mm、幅80mm、長
さ180mmの鋳塊を溶製した。
大気中にて木炭被覆下で溶解し、厚さ50mm、幅80mm、長
さ180mmの鋳塊を溶製した。
次いで、各々の鋳塊の表裏面を約2mm面削した後、第
２表に示す熱間圧延温度に１時間加熱し、厚さ15mmまで
熱間圧延して第２表に示す焼入れ温度から冷却した。冷
却速度も第２表に示す。
２表に示す熱間圧延温度に１時間加熱し、厚さ15mmまで
熱間圧延して第２表に示す焼入れ温度から冷却した。冷
却速度も第２表に示す。
次に表面の酸化物を機械的に除去後、No.11〜17,No.2
1以外については1.2mmまで冷間圧延し、第２表に示す析
出硬化焼鈍温度で３時間の析出硬化焼鈍を行った。次い
で厚さ0.36mmまで冷間圧延し、450〜500℃の温度で３時
間の析出硬化焼鈍をした。
1以外については1.2mmまで冷間圧延し、第２表に示す析
出硬化焼鈍温度で３時間の析出硬化焼鈍を行った。次い
で厚さ0.36mmまで冷間圧延し、450〜500℃の温度で３時
間の析出硬化焼鈍をした。
No.11〜17,No.21については、1.2mm厚では焼鈍を行わ
ず、0.36mm厚においてのみ焼鈍を行った。
ず、0.36mm厚においてのみ焼鈍を行った。
次いで、厚さ0.25mmまで冷間圧延して、第２表に示す
温度において低温焼鈍を行った。低温焼鈍は１時間行っ
た。
温度において低温焼鈍を行った。低温焼鈍は１時間行っ
た。
厚さ0.25mmの試料を引張試験（ただし引張試験片の形
状はJIS13号Ｂ試験片とした。）、90゜曲げ加工性、導
電率および晶出物の粒径の測定に供した。
状はJIS13号Ｂ試験片とした。）、90゜曲げ加工性、導
電率および晶出物の粒径の測定に供した。
第２表に本発明に係る製造法（No.1〜10）と比較法
（No.11〜27）の試験結果を示す。
（No.11〜27）の試験結果を示す。
第２表からも明らなように本発明製造法の試料は、例
えば端子・コネクターへの成形加工性の評価基準となる
伸びおよび90゜曲げ加工性に優れ且つ、引張強さ、導電
率にも優れ、また、めっきあるいは化学研磨処理後に表
面突起の原因となる粗大晶出物も認められなかった。
えば端子・コネクターへの成形加工性の評価基準となる
伸びおよび90゜曲げ加工性に優れ且つ、引張強さ、導電
率にも優れ、また、めっきあるいは化学研磨処理後に表
面突起の原因となる粗大晶出物も認められなかった。
本発明に係る製造法によれば、例えば端子・コネクタ
ー用銅合金としての成形加工性等の二次加工性に優れ且
つ、強度と導電性も優れる材料の製造が可能である。
ー用銅合金としての成形加工性等の二次加工性に優れ且
つ、強度と導電性も優れる材料の製造が可能である。
それに対し、No.11〜17は圧延温度が本発明範囲より
低く、また、１段焼鈍である比較例であり、大きな粒径
の晶出物が多数存在し、また、粒径のばらつきも大きか
った。
低く、また、１段焼鈍である比較例であり、大きな粒径
の晶出物が多数存在し、また、粒径のばらつきも大きか
った。
No.18は、２段焼鈍であるが、圧延温度が本発明範囲
より低い比較例であり、やはり大きな粒径の晶出物（あ
るいは析出物）が認められた。
より低い比較例であり、やはり大きな粒径の晶出物（あ
るいは析出物）が認められた。
No.19は焼入れ開始温度が本発明範囲より低い比較例
であり、晶出物（あるいは析出物）の量が少なく、引張
強度、導電率に劣っていた。
であり、晶出物（あるいは析出物）の量が少なく、引張
強度、導電率に劣っていた。
No.20は、焼き入れ時の冷却速度が本発明範囲より遅
い比較例であり、大きな粒径の晶出物（あるいは析出
物）が認められた。
い比較例であり、大きな粒径の晶出物（あるいは析出
物）が認められた。
No.21は、１段焼鈍を行った比較例であるが、90゜曲
げ加工性が悪く、また、導電率も低かった。なお、１段
焼鈍を6hr行ったが析出物の量は3hrの場合と変化はなか
った。
げ加工性が悪く、また、導電率も低かった。なお、１段
焼鈍を6hr行ったが析出物の量は3hrの場合と変化はなか
った。
No.22は、第１次焼鈍時の温度が本発明より低い比較
例であり、90゜曲げ加工性が悪かった。
例であり、90゜曲げ加工性が悪かった。
No.23は、第１次焼鈍時の温度が本発明より高い比較
例であり、析出物の凝集が生じていた。
例であり、析出物の凝集が生じていた。
No.24は、第２次焼鈍時の温度が本発明より低い比較
例であり、90゜曲げ加工性が悪かった。
例であり、90゜曲げ加工性が悪かった。
No.25は、第２次焼鈍時の温度が本発明より高い比較
例であり、析出物の凝集が生じていた。
例であり、析出物の凝集が生じていた。
No.26は低温焼鈍における温度が本発明範囲より高い比
較例であり、本発明方法（No.1〜10）に比べると析出物
が粗大であり、引張強度が劣っていた。
較例であり、本発明方法（No.1〜10）に比べると析出物
が粗大であり、引張強度が劣っていた。
No.27は低温焼鈍における温度が本発明範囲より低い
比較例であり、伸びが本発明方法に比べ劣っていた。
比較例であり、伸びが本発明方法に比べ劣っていた。
［発明の効果］ 本発明によれば、強度、導電性、耐マイグレーション
性、成形加工性のいずれにおいても優れた銅合金の製造
が可能となり、例えば、端子・コネクターリードフレー
ム等の電気・電子部品用材料として極めて信頼性の高い
合金の製造が可能となる。
性、成形加工性のいずれにおいても優れた銅合金の製造
が可能となり、例えば、端子・コネクターリードフレー
ム等の電気・電子部品用材料として極めて信頼性の高い
合金の製造が可能となる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６３０ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６３０Ｋ ６４０ ６４０Ｚ ６６１ ６６１Ａ ６８２ ６８２ ６８３ ６８３ ６８４ ６８４Ａ ６８５ ６８５Ｚ ６８６ ６８６Ｚ ６９１ ６９１Ｂ ６９１Ｃ ６９２ ６９２Ａ (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) C22F 1/08 H01B 1/02 C22C 9/06
Claims (1)
- 【請求項１】Ni:0.4〜4.0wt％,Si:0.1〜1.0wt％,Zn:0.0
5〜5.0wt％,Mg:0.05〜0.5wt％,Mn:0.005〜0.2wt％とCr,
Ti,Zrのいずれか１種以上を合計で0.001〜0.01wt％、残
部がCuと不可避不純物からなる銅合金の鋳塊を、 900℃以上の温度で30分間以上加熱した後、熱間圧延
し、 次いで、650℃以上の温度から冷却速度15℃／秒以上で
冷却し、 次に、冷間圧延後、450〜550℃の温度で５分〜４時間の
析出硬化焼鈍を行ない、 次いで、冷間圧延後、425〜525℃の温度で５分〜４時間
の析出硬化焼鈍し、 仕上げ圧延後、300〜425℃の温度で５分〜２時間の低温
焼鈍を行なう、 ことを特徴とする強度、導電性及び耐マイグレーション
性に優れる銅合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2804690A JP2839927B2 (ja) | 1990-02-07 | 1990-02-07 | 強度、導電性及び耐マイグレーション性に優れる銅合金の製造方法 |
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| JP2804690A JP2839927B2 (ja) | 1990-02-07 | 1990-02-07 | 強度、導電性及び耐マイグレーション性に優れる銅合金の製造方法 |
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-
1990
- 1990-02-07 JP JP2804690A patent/JP2839927B2/ja not_active Expired - Fee Related
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|---|---|
| JPH03232951A (ja) | 1991-10-16 |
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