JP2844120B2 - コネクタ用銅基合金の製造法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 （イ）技術分野 本発明は、自動車電装品等に用いられるコネクタ用材
料として、強度，弾性，電気伝導性に優れ、かつ曲げ加
工性，耐応力緩和特性，耐マイグレーション性およびメ
ッキ信頼性等に優れた銅基合金の製造法に関するもので
ある。

（ロ）従来技術 近時、カーエレクトロニクスの発達に伴ない、自動車
電装品等に用いられるコネクタ材料においても、より高
特性，高信頼性及び低コストが要求されるようになって
来ている。

コネクタ材料に要求される特性としては、 （１）電気伝導性が良いこと。

通電電流が大きい場合には、ジュール熱による発熱に
よってコネクタおよびコネクタ周辺の絶縁物等が劣化す
るのを防止するため、また通電電流が小さい場合でも、
コネクタ部分での電圧降下が好ましくないことが多いの
で、導電率が高いことが望ましく、該導電率は30％IACS
以上が好ましい。

（２）ばね性が良いこと。

コネクタ等における接触電気抵抗は小さい方が望まし
いが、その大きさは接触荷重の大きさに影響される。金
属における接触力は、弾性限界までは変位量にほぼ比例
して大きくなるが、更に変位させると、塑性変形して接
触力の低下を招く。従って、弾性限界が大きな材料が望
ましい。

また、金属では一定の変位量を保っていると、弾性限
界内でも長時間の間には永久変形が生じ、接触力の低下
をもたらす。

また、このような応力緩和は温度が高いと増々進行し
易くなり、特に自動車用コネクタとしては、エンジンル
ーム内や排ガス系周辺では100℃以上になる場合もあ
る。そして、従来一般的にコネクタ用銅基合金として用
いられていた黄銅やリン青銅も耐応力緩和特性には問題
があった。

コネクタ用材料としてばね性が良いことが上記の通り
要求されるが、その評価基準としては、引張り強さ，耐
力，ばね限界値，縦弾性係数，耐応力緩和特性等が良好
であることがあげられる。具体的には、引張り強さは50
Kg f/mm²以上、ばね限界値は40Kg f/mm²以上、耐応力緩
和特性は150℃×1000時間で緩和率10％未満が望ましい
のである。

（３）加工性が良いこと。

コネクタはプレス，打抜き，曲げ，切削等の製造工程
を経て製造されるので、これらの加工性が良好であるこ
とが要求される。具体的には、曲げ加工性は板厚半径で
90゜Ｗ曲げを行なっても曲げ面にクラック等が発生しな
いことが望ましいのである。

（４）耐食性が良いこと。

自動車用コネクタは、悪環境にさらされる可能性が大
きく、従って耐食性が良好であることが必要である。特
にNOx,SOxなどの腐蝕性ガス、NaClを含んだ腐蝕性溶媒
に対する耐蝕性の他に、耐応力腐蝕割れ性，耐マイグレ
ーション性に優れていることが必要である。

従来の黄銅は、周知のように耐応力腐蝕割れ性に問題
があり、またリン青銅は耐マイグレーション性に問題が
あった。

また、コネクタ用材料は、メッキや半田付等が施され
る場合が多く、良好なメッキ性や半田付け性及びその耐
候性も要求される。

しかしながら、従来は上記のような諸特性を兼備し、
かつ安価なコネクタ材料は得られなかった。

（ハ）発明の開示 本発明は、自動車電装品等に用いられるコネクタ用材
料として上記に要求されるような諸特性を兼備した銅基
合金、更に詳しくは強度，弾性，電気伝導性に優れ、か
つ曲げ加工性，耐応力緩和特性，耐マイグレーション
性，メッキ信頼性等に優れた銅基合金の製造法を提供す
るものである。

即ち、本発明は、 Ni:0.5〜3.0wt％ Sn:0.5〜2.0wt％ P:0.005〜0.20wt％ を含有し、残部がCuおよび不可避的不純物からなる銅基
合金の鋳片から、熱間圧延工程および冷間圧延と焼鈍と
を繰返す冷間圧延工程を経て、所望の板厚まで圧延する
に際し、 ａ） 熱間圧延後の冷却過程において、700℃以上の温
度から300℃以下の温度までの温度域を50℃／分以上の
冷却速度で冷却すること。

ｂ） 冷間圧延工程における最初の冷間圧延を圧下率50
％以上で冷間圧延すること。

ｃ） 上記、最初の冷間圧延後の最初の焼鈍を400〜600
℃の温度で５〜720分間処理すること。

ｄ） ２回目以降の冷間圧延後の中間焼鈍を350〜550℃
の温度で５〜720分間処理すること。

ｅ） 最終冷間加工率を30％以上とすること。

ｆ） 最終焼鈍を300〜750℃の温度で５〜180秒間のテ
ンションアニール処理を施すこと。

上記の諸条件で処理することを特徴とするコネクタ用
銅基合金の製造法である。

本発明に係る銅基合金は、Sn,Ni,Pの適量添加によっ
てSn,Ni,Pが適度にCuマトリックス中に固溶し、更にNi,
Pの一部がNi−Ｐ系の化合物を形成し、その析出物が均
一微細に析出した組織を有することにより、自動車電装
品等のコネクタ材料として好適な上記諸特性を発揮せし
めることができるのである。

次に、本発明法に係る銅基合金の成分組成範囲を上記
の通りに限定した理由について説明する。

（１）Ni: NiはCuマトリックス中に固溶して強度，弾性，耐マイ
グレーション性を向上させ、更にＰと化合物を形成して
分散析出することにより、電気伝導性を向上させ、しか
も更に強度と弾性を向上させる。また、耐熱性および耐
応力緩和特性の向上にも寄与する元素である。

しかしながら、Ni含有量が0.5wt％未満では上記のよ
うな効果が充分に得られず、一方3.0wt％を超えるとＰ
との共存下でも電気伝導性の低下が著しく、また経済的
にも不利となる。従って、Ni含有量は、0.5〜3.0wt％と
する。

（２）Sn: SnはCuマトリックス中に固溶して強度，弾性および耐
蝕性を向上させる。しかし、Sn含有量が0.5wt％未満で
はその効果、特に強度，弾性の向上が充分ではなく、一
方Sn含有量が2.0wt％を超えると電気伝導性の低下が著
しくなり、更に耐マイグレーション性の低下を招き、ま
た鋳造性や熱間加工性にも悪影響を及ぼす。従って、Sn
含有量は0.5〜2.0wt％とする。

（３）P: Ｐは溶湯の脱酸剤として作用すると共に、Niと化合物
を形成して分散析出することにより、電気伝導性を向上
させ、かつ強度，弾性ならびに耐応力緩和特性を向上さ
せる。しかしながら、Ｐ含有量が0.005wt％未満では上
記のような効果が充分に得られず、一方0.02wt％を超え
るとNiの共存下でも電気伝導性や半田耐候性の低下が著
しく、熱間加工性にも悪影響を及ぼす。従って、Ｐ含有
量は0.005〜0.20wt％とする。

また、本発明に係る銅基合金においては、添加したN
i,Pの一部がNi−Ｐ系化合物を形成し、これが均一微細
に分散析出することにより、電気伝導性をはじめ、強
度，弾性，耐応力緩和特性を向上させることができるこ
とから、NiとＰの重量百分率の比（Ni/P）が限定される
のが好ましく、そのNi/Pの重量百分率の範囲は５〜50が
良い。

なお、更に副成分として、Znを添加しても良い。Zn
は、本発明に係る銅基合金のメッキ耐候性を更に向上さ
せる効果があるが、添加量が多くなると耐応力腐蝕割れ
性や電気伝導性が低下するので、Zn含有量は0.01〜2.0w
t％の範囲が好ましいのである。

次に、本発明に係る銅基合金の製造条件を限定した理
由について説明する。

本発明法により製造する銅基合金は、上記の通りCu中
にNi:0.5〜3.0wt％,Sn:0.5〜2.0wt％,P:0.005〜0.20wt
％を含有する成分組成を有するものであり、本発明法は
上記成分組成の銅基合金の鋳片から熱間圧延と冷間圧延
によって所望の板厚まで加工する製造工程中で熱間圧延
後の冷却条件，冷間圧延工程での圧下率と焼鈍条件等を
適切にコントロールすることにより、Ni−Ｐ系化合物を
この製造工程中で微細かつ均質に分散させて析出硬化を
効果的に達成させた点に大きな特徴がある。

熱間圧延工程では、上記鋳塊を例えば850℃以上に加
熱し、熱間圧延仕上温度を700℃以上として処理する。
その際の熱間圧延圧下率を80％以上とすると鋳造組織を
完全につぶすことができ、しかも鋳塊における偏析の影
響を無くすことができる。

上記の熱間圧延加工後の冷却過程においては、700℃
以上の温度から300℃以下まで、つまり冷却過程中の少
なくとも700〜300℃の温度域を50℃／分以上の冷却速度
で冷却する。

この冷却は、急水冷方式によって行なうのが良い。急
冷を行なうのは、NiおよびＰが固溶した熱間圧延材を得
ることにある。上記温度域での冷却速度が50/分より遅
いと、この急冷過程でこれらの元素が析出して粗大なNi
−Ｐ系化合物が生ずる。50℃／分以上の急冷の場合で
も、急冷開始温度が700℃より低い場合、更にまた急冷
開始温度が700℃以上であっても冷却速度が50℃／分よ
り遅い場合には、この間に粗大なNi−Ｐ系化合物が析出
する。この段階で析出したNi−Ｐ系化合物による強度，
弾性，耐熱性および耐応力緩和特性等の向上は期待でき
ない。

なお、上記急冷温度の冷却終点温度は300℃以下とす
る必要がある。その理由は、300℃以下の温度では、Ni
−Ｐ系化合物の析出は実質上起らないからである。

上記のように、本発明法においては、熱間圧延通過で
はNi−Ｐ系化合物を析出させないで、Ni,PおよびSnが固
溶した熱間圧延材を得ることがまず重要なのである。

上記のようにして得られた熱間圧延材は、必要に応じ
て表面研削あるいは酸洗処理を施してから冷間圧延に供
される。

冷間圧延工程は、冷間での圧延と焼鈍処理を繰返して
所定板厚の板材製品を得る工程であり、本発明法におい
ては、最初の焼鈍，中間焼鈍および最終焼鈍の処理条件
を適切にコントロールすることによって、微細なNi−Ｐ
系化合物が均一に分散した製品を製造することができ、
この過程でNi−Ｐ系化合物の凝集による粗大化を可及的
に防止するのである。

まず、最初の冷間圧延は圧下率50％以上で行ない、こ
の最初の冷間圧延処理後の最初の焼鈍を400〜600℃の温
度で５〜720分間処理する。この最初の圧延および焼鈍
処理条件は極めて重要であり。その理由は、圧下率が50
％未満では圧延組織が均質化せず、引き続いて行なう焼
鈍処理においてNi−Ｐ系化合物が均質微細に析出できな
くなるからである。

上記の最初の冷間圧延後の焼鈍を400〜600℃の温度範
囲で行なうのは、600℃を超える温度では、析出するNi
−Ｐ系化合物が凝集粗大化して、ばね限界値，耐応力緩
和特性および曲げ加工性の一層の向上が期待できなくな
るからであり、一方400℃未満の温度では、Ni−Ｐ系化
合物を均一微細に析出させるために要する時間が長くな
って、経済的に問題が生ずる。

また、上記焼鈍時間が５分未満では、Ni−Ｐ系化合物
の形成が充分でなく、720分を超えるような長時間処理
を行なうと析出物の成長が進行すると共に経済的でな
い。

次いで、冷間圧延と中間焼鈍を必要回数繰返して所望
の板厚まで加工するが、この中間焼鈍は350〜550℃の温
度で５〜720分間処理する。550℃を超える温度では、Ni
−Ｐ系化合物の凝集粗大化が起こり、また再結晶した結
晶粒も粗大化する。

一方350℃未満では、再結晶温度以下であるため、再
結晶させるのに不充分である。

処理時間については、５分未満では再結晶による結晶
粒の制御が充分でなく、720分間を超えるような長時間
処理では結晶粒が粗大すると共に経済的でない。

なお、結晶粒径は焼鈍後で25μｍ以下であることが好
ましいのである。

最終冷間加工率は、30％未満では加工硬化が不充分で
あり、硬度，弾性の向上が望めないため、最終冷間加工
率は30％以上とする。一方、90％を超えると加工ひずみ
が過多となり、曲げ加工性の低下を招くので、好ましく
は90％以下とする。

次に、最終工程において、300〜750℃の温度で５〜18
0秒間のテンションアニール処理を施す。これにより、
ばね限界値，耐応力緩和特性の向上ならびに延性の回復
が発現でき、均質かつ平坦度の良好な製品を得ることが
できる。300℃未満の温度では、上記のような効果が小
さく、一方750℃を超える温度では短時間でも材料が軟
化してしまうので、テンションアニール処理は300〜750
℃の温度範囲で行ない、またその処理時間は、５秒未満
では均質な材料が得られず、一方180秒を超えると効果
が飽和し、不経済となるので、５〜180秒間とする。

最終板材の表面粗さは、各種メッキ性やコネクタへの
加工後の挿入離脱力に影響を与えるので、好ましくはR
max1.5μｍ以下とする。

次に、本発明を実施例により説明する。

（ニ）実施例 実施例１ 第１表にその化学成分値を示したNo.1〜No.8の銅基合
金を高周波誘導真空溶解炉を用いて溶製し、40×40×14
0mmの鋳塊に鋳造した。この鋳塊を40×40×20tmmの大き
さに切断し、この鋳片を850℃で均熱加熱した後、厚さ5
mmまで熱間圧延を行い、750℃の温度から水中冷却し
た。このときの冷却速度（700〜300℃温度域）は50℃／
分を充分に超える速度であった。

得られた熱延板を厚さ0.1mmずつ両面面削後、第１回
目の冷間圧延によって厚さ1.5mmまで冷間圧延した（圧
下率69％）。次いで、500℃で120分間の焼鈍を行なっ
た。その後、厚さ0.6mmまで冷間圧延し、450℃で60分間
の焼鈍を行なった。そして、最終冷間圧延により厚さ0.
2mmまで冷間圧延した（圧下率67％）。

得られた冷延板を10Kg f/mm²の張力を付加しながら40
0℃で20秒間のテンションアニール処理を施し、該処理
を終了した材料を試験材とした。

なお、第１表中のNo.9とNo.10は上記の処理工程を経
たものではなく、前者は市販のばね用リン青銅（C5210
H）であり、後者は市販の黄銅（C2600EH）である。

各試験材の引張強さ，導電率，ばね限界値,90゜Ｗ曲
げ加工試験，応力緩和試験及びマイグレーション試験を
行ない、その結果を第２表に示す。

引張強さ，導電率，ばね限界値の測定は、それぞれJI
S−Ｚ−2241,JIS−Ｈ−0505,JIS−Ｈ−3130に準拠し
た。

90゜Ｗ曲げ加工試験は、CES−M0002−６に準拠し、Ｒ
＝0.1mmの治具で90゜Ｗ曲げ加工し、中央部山表面の状
況を調べ、割れが発生したものは×印、シワが発生した
ものは△印、良好なものは○印として評価した。ただ
し、曲げ軸は圧延方向に平行（Bad Way）とした。

また、応力緩和試験は、試験片の中央部の応力が40Kg
f/mm²となるようにアーチ状曲げを行ない、150℃の温
度で1000時間保持後の曲げぐせを応力緩和率として次式
により算出した。

応力緩和率（％）＝ ［（L₁−L₂）／（L₁−L₀）］×100 ただし、 L₀:治具の長さ（mm） L₁:開始時の試料長さ（mm） L₂:処理後の試料端間の水平距離（mm） である。

マイグレーション試験は、第１図に示すような中央部
に9mmφの孔のあいたABS樹脂板（1mm（ｔ）×15mm
（ｗ）×72mm（ｌ））を0.2mm（ｔ）×5mm（ｗ）×80mm
（ｌ）の試験片で挟み、上下端部をテフロンテープで固
定し、第２図に示すように試験槽（ビーカー）の水道水
中に保持し、14Vの直流電圧を印加したときの８時間保
持における最大漏洩電流値を測定して評価した。

また、８時間以内に短絡したものは、×印として示し
た。

第２表の結果から、次のことが解かる。

本発明に係るNo.1〜No.4の銅基合金は、いずれも引張
強さ50Kg f/mm²以上、ばね限界値40Kg f/mm²以上、導電
率30％IACS以上を示し、かつ曲げ加工性にも優れてい
る。そして更に、応力緩和率は10％未満で耐応力緩和特
性にも優れ、また最大漏洩電流値が0.5A未満で耐マイグ
レーション性にも優れている。

従って、自動車等のコネクタ用銅基合金として非常に
優れた合金であることが解る。

これに対し、Sn含有量が本発明に係る銅基合金の規定
値より少ない比較合金No.5は強度およびばね限界値が低
い。また、Ni含有量が少なく、またＰを含まない比較合
金No.6は強度，ばね限界値が低く、耐応力緩和特性も劣
っている。

Ni含有量が多い比較合金No.7は導電率が低く、曲げ加
工性に劣っている。Sn含有量が多い比較合金No.8は導電
率が低く、曲げ加工性，耐マグレーション性に劣ってい
る。

また、従来の代表的な自動車用コネクタ材料であるば
ね用リン青銅（No.9）は本発明に係る銅基合金より導電
率，曲げ加工性，耐応力緩和特性および耐マイグレーシ
ョン性に劣り、また黄銅（No.10）は導電性，ばね限界
値，曲げ加工性および耐応力緩和特性に劣っている。

実施例２ 前記実施例１の第１表に示した合金No.1に対して、実
施例１の熱間圧延後の平均冷却速度を20℃／分とし、他
の諸条件をすべて実施例１と同様とした比較例１の合金
板材と、熱間圧延後の第１回目の焼鈍を650℃で120分間
とした以外は全ての条件を実施例１と同様に行なった比
較例２の合金板材のそれぞれの引張強さ，導電率，ばね
限界値,90゜Ｗ曲げ加工，応力緩和測定試験を行なっ
た。その結果を第３表に示す。なお、試験方法は実施例
１と同様である。

第３表に示す結果から、本発明法より熱間圧延後の冷
却速度が遅い比較例１による銅基合金および熱間圧延後
の第１回目の焼鈍温度が高い比較例２による銅基合金
は、引張強さ，ばね限界値，曲げ加工性および耐応力緩
和特性のいずれもが、本発明法で得られた板材（No.1）
より劣っている。

（ホ）発明の効果 本発明法は、Ni,Sn,Pを適量添加した銅基合金に対し
上記のような諸条件で適切な処理を行うことにより、添
加したSn,Pの一部をNi−Ｐ系化合物として均一かつ微細
に分散析出させることにより、高強度，高弾性で高電気
伝導性を有し、かつ曲げ加工性，耐応力緩和特性，耐マ
イグレーション性，メッキ信頼性に優れたコネクタ用銅
基合金を製造することができ、近年の自動車電装品の高
密度化に充分対応できるコネクタ材を安価に提供するも
のである。

また、本発明法によって製造された銅基合金は上記の
ような優れた特性を有しているので、このような諸特性
を利用して、リレー・スイッチ用ばね，端子，リードフ
レーム，ラジエータータンク，海洋材等の電気・電子部
品用材料や構造材としても充分に応用できるので、その
効果は大である。

【図面の簡単な説明】

第１図は試験用ABS樹脂板の斜視図、第２図はマイグレ
ーション試験装置の説明図である。 符号説明 １−ABS樹脂、２−試験片 ３−テフロンテープ、４−試験槽 ５−水道水、６−孔、７−電流計 ８−直流電源

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 ６３０Ｚ ６４０ ６４０Ｚ ６６１ ６６１Ａ ６８３ ６８３ ６８４ ６８４Ａ ６８５ ６８５Ｚ ６８６ ６８６Ｚ ６９１ ６９１Ｂ ６９１Ｃ ６９２ ６９２Ａ ６９２Ｂ ６９４ ６９４Ａ ６９４Ｂ (56)参考文献 特開 昭61−213359（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−227052（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−99430（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−194160（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁶，ＤＢ名) C22F 1/08 H01B 1/02 C22C 9/06

Claims (1)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】Ni:0.5〜3.0wt％ Sn:0.5〜2.0wt％ P:0.05〜0.20wt％ を含有し、残部がCuおよび不可避的不純物からなる銅基
   合金の鋳片から熱間圧延工程および冷間圧延と焼鈍とを
   繰返す冷間圧延工程を経て所定の板圧まで圧延するに際
   し、 ａ） 熱間圧延後の冷却過程において700℃以上の温度
   から300℃以下の温度までの温度域を50℃／分以上の冷
   却速度で冷却すること。 ｂ） 冷間圧延工程における最初の冷間圧延を圧下率50
   ％以上で冷間圧延すること。 ｃ） 上記最初の冷間圧延後の最初の焼鈍を400〜600℃
   の温度で５〜720分間処理すること。 ｄ） ２回目以降の冷間圧延後の焼鈍を350〜550℃の温
   度で５〜720分間処理すること。 ｅ） 最終冷間加工率を30％以上とすること。 ｆ） 最終焼鈍を300〜750℃の温度で５〜180秒間のテ
   ンションアニール処理を施すこと。 上記ａ）〜ｆ）の諸条件で処理することによりNi−Ｐ系
   化合物が均一微細に分散析出した組織を形成せしめるこ
   とを特徴とするコネクタ用銅基合金の製造法。