JP4350049B2 - 耐応力緩和特性に優れた銅合金板の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、耐応力緩和特性に優れた銅合金板の製造方法に関し、特に自動車用端子・コネクタなどの接続部品用として適する耐応力緩和特性に優れた銅合金板の製造方法に関する。

近年の自動車用端子・コネクタなどの接続部品には、エンジンルームのような高温環境下で信頼性を確保できる性能が求められるようになっている。この高温環境下での信頼性において最も重要な特性のひとつは、接点嵌合力の維持特性、いわゆる耐応力緩和特性である。すなわち銅合金からなるばね形状部品に定常の変位を与えた場合、例えばオス端子のタブをメス端子のばね形状をした接点で嵌合しているような場合、これらの接続部品がエンジンルームのような高温環境下に保持されていると、経時とともにその接点嵌合力を失っていくが、それに対する抵抗特性である。

下記特許文献１には、耐応力緩和特性に優れたコネクタ用銅基合金の製造方法が開示されている。この製造方法は、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ合金について、マトリックス中にＮｉ−Ｐ金属間化合物を均一微細に分散させ、電気伝導度を向上させると同時に耐応力緩和特性等を向上させたものであり、同文献によれば、所望の特性を得るためには、熱間圧延の冷却開始、終了温度、その冷却速度、さらにはその後の冷間圧延工程途中で施す５〜７２０分の熱処理の温度と時間とを厳密に制御する必要がある。
また、下記特許文献２，３は、同じく耐応力緩和特性に優れたＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ系合金及びその製造方法を開示するものであるが、なるべくＰ含有量を下げて、Ｎｉ−Ｐ化合物の析出を抑えた固溶型銅合金に関するものであり、高度な熱処理技術を必要とせず、きわめて短時間の焼鈍熱処理で製造可能であるという利点がある。

特許第２８４４１２０号公報 特開平１１−２９３３６７号公報 特開２００２−２９４３６８号公報

社団法人自動車技術会の規格ＪＡＳＯ−Ｃ４００では、耐応力緩和特性に関して、１５０℃×１０００ｈｒ保持後の応力緩和率が１５％以下と定めている。この応力緩和率（ＲＳ）は、図１（ａ），（ｂ）に示すように、短冊状に切り出した試験片１の一端を剛体試験台２に固定し、他端を片持ち梁式に持ち上げて反らせ（反りの大きさｄ）、これを所定の温度及び時間で保持した後、室温下で除荷し、除荷後の反りの大きさ（永久歪み）をδとしたとき、ＲＳ＝（δ／ｄ）×１００で表される。
銅合金板の応力緩和率には異方性があり、試験片の長手方向が銅合金板の圧延方向に対しどの方向を向いているかによって異なった値となる。一般的に、圧延方向に対し平行方向の方が直角方向より応力緩和率は小さい。しかし、前記ＪＡＳＯ規格では、この方向についての規定がなく、そのため、従来は、圧延方向に対し平行方向か直角方向のいずれか一方について、１５％以下の応力緩和率が達成されていればよいと考えられていた。

ここで、代表的な箱形コネクタ（メス端子３）の断面構造をみると、図２に示すように、上側ホルダー部４に押圧片５が片持ち支持され、オス端子６が挿入されると押圧片５が弾性変形し、その反力によりオス端子６が固定される。なお、図２において、７はワイヤ接続部、８は固定用舌片である。一方、銅合金板をプレス加工してメス端子を製造する場合、一般に該メス端子の長手方向（押圧片５の長手方向）が圧延方向に対し直角方向を向くように板取りされる。いうまでもなく、押圧片５において特に高い耐応力緩和特性が要求されるのは、該押圧片５の長さ方向への曲げ（弾性変形）に対してであるから、結局、銅合金板はその圧延方向に対して直角方向に高い耐応力緩和特性を有することが望ましい。

一方、前記特許文献２，３に開示された固溶型銅合金では、応力緩和率１５％以下の高い耐応力緩和特性は、圧延方向に対して平行方向にはほぼ達成されているが、直角方向にはいまだ達成されていない。そのため、ユーザー側から、この種の固溶型銅合金に関して、圧延方向に対し平行方向よりむしろ直角方向に、応力緩和率１５％以下の高い耐応力緩和特性が求められるようになった。
従って、本発明は、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ系の固溶型銅合金において、圧延方向に対して直角方向に、応力緩和率１５％以下の高い耐応力緩和特性を達成することを目的とする。

本発明に係る耐応力緩和特性に優れた銅合金板の製造方法は、Ｎｉ：０．４〜１．６％（質量％、以下同じ）、Ｓｎ：０．４〜１．６％、Ｐ：０．０２７〜０．１５％、Ｆｅ：０．００５〜０．１５％を含み、Ｎｉ含有量とＰ含有量の比Ｎｉ／Ｐが１５未満であり、残部が実質的にＣｕ及び不純物からなる組成の銅合金鋳塊を均質化処理後、熱間圧延及び冷間粗圧延を行い、続いて冷間粗圧延後の銅合金板に仕上げ連続焼鈍を実体温度Ｔ_Aに保持時間Ｘの条件で行って硬さをＨｖ９０〜１００とし、さらに冷間圧延及び安定化焼鈍を行うことを特徴とする。
ここで、仕上げ連続焼鈍の温度Ｔ_A及び時間Ｘは、冷間粗圧延後の銅合金板に対して種々の温度で時間Ｘの連続焼鈍を行ったとき、導電率のピーク値Ｅ_pが温度Ｔ_pで得られたとすると、Ｔ_A＞Ｔ_Pを満たし、かつ温度Ｔ_Aで得られた導電率をＥ_Aとしたとき、Ｅ_P−Ｅ_A＞０．５％ＩＡＣＳを満たす温度及び時間に設定される。仕上げ連続焼鈍の具体的な好適条件は、Ｔ_Aが６５０℃を越える温度であり、Ｘが１０〜６０秒である。

図３は、冷間粗圧延後の銅合金板に対し、種々の温度で時間Ｘの連続焼鈍を行ったときの、ビッカース硬さ（Ｈｖ）及び導電率（Ｅ）の変化を模式的に描いたもので、ビッカース硬さは連続焼鈍前（横軸にＡｓで示す）の硬度から連続的に低下してしだいに飽和し、導電率は温度が高くなるにつれて高くなり、ピークを付けたのち低下し、しだいに飽和する。本発明では、時間Ｘの連続焼鈍においてビッカース硬さがＨｖ９０〜１００になる温度範囲内からＴ_Aが選択される。温度Ｔ_Aでの導電率がＥ_Aであり、導電率がピークを付ける温度がＴ_P、温度Ｔ_Pでの導電率がＥ_pである。室温＜Ｔ_Pの関係、及び冷間粗圧延のまま（横軸にＡｓと表示）の導電率をＥ_ａｒとするとＥ_ａｒ＜Ｅ_Pの関係も成立している。

本発明によれば、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ系の固溶型銅合金において、圧延方向に対して直角方向に、応力緩和率１５％以下の高い耐応力緩和特性を達成することができる。
また、本発明の方法で製造した銅合金板は曲げ特性に優れ、導電率（約３０％ＩＡＣＳ以上）及び強度（約４８０Ｎ／ｍｍ^２以上の耐力）にも優れるなど、端子・コネクタ用として優れた特性を有する。

以下、本発明に係る耐応力緩和特性に優れた銅合金板の製造方法について詳細に説明する。まず、本発明に係る銅合金の添加元素の添加理由について説明する。
Ｎｉは銅合金中に固溶して耐応力緩和特性を強化し、強度を向上させる元素である。しかし、０．４％以下ではその効果がなく、１．６％を越えると同時添加しているＰと容易に金属間化合物を析出し、仕上げ連続焼鈍で再結晶した際に導電率がピーク値より十分低くならず（Ｅ_P−Ｅ_A＞０．５％ＩＡＣＳを満たさない）、固溶Ｎｉが低減して応力緩和特性が低下する。従って、含有量は０．４〜１．６％とする。０．７〜０．９％の範囲がより望ましい。

Ｓｎは銅合金中に固溶し加工硬化による強度向上をもたらす元素である。さらに本合金系では耐熱性にも寄与する元素である。しかし、０．４％未満では耐熱性が低下する。具体的には、仕上げ連続焼鈍において導電率のピーク値が得られる温度よりも低い温度で再結晶軟化してしまい（Ｔ_A＞Ｔ_Pを満たさない）、応力緩和特性向上に必要な固溶Ｎｉが十分に得られず、圧延方向に対し平行、直角の両方向に対し、応力緩和率１５％以下を達成できない。一方、１．６％を超えると導電率が低下して、銅合金板最終製品において３０％ＩＡＣＳを達成できない。従って、Ｓｎ含有量は０．４〜１．６％とする。０．６〜１．３％の範囲がより望ましい。

Ｐは焼鈍時の耐熱性を向上させる元素である。具体的には、製造工程途中でＮｉ−Ｐ析出物を発現し、焼鈍温度を高温側に移行させる働きがある。最も重要な点は、Ｃｕ中での拡散が極めて遅いＮｉを、Ｃｕ中の転位及びその転位と相互作用しているＳｎに十分固着させて、Ｎｉの応力緩和特性向上効果を最大限引き出すことである。そのためには、焼鈍温度はできるだけ高い方がよいが、０．０２７％未満では、Ｐ添加量に比べて相対的に添加量の多いＮｉと化合しやすくなり、強固なＮｉ−Ｐ金属間化合物が形成され、ピーク導電率が得られる温度より高温で再結晶軟化させても金属間化合物の再固溶が起きない。その結果、仕上げ焼鈍後の導電率がピーク導電率よりも低下しにくく（Ｅ_P−Ｅ_A＞０．５％ＩＡＣＳを満たさない）、応力緩和特性を向上させるための固溶Ｎｉが十分に得られない。一方、Ｐが０．１５％を超えて添加されるとさらにＮｉ−Ｐ金属間化合物析出量が増加し、Ｈｖ９０〜１００に軟化させるための仕上げ焼鈍温度は上昇するが、この場合も導電率のピーク値が得られる温度より高温で仕上げ焼鈍を行っても金属間化合物の再固溶が起きない。その結果、仕上げ焼鈍後の導電率がピーク導電率よりも低下しにくく（Ｅ_P−Ｅ_A＞０．５％ＩＡＣＳを満たさない）、応力緩和特性を向上させるための固溶Ｎｉが十分に得られない。従って、Ｐ含有量は０．０２７〜０．１５％とする。０．０５〜０．０８％がより好ましい。

また、Ｎｉ／Ｐ比率を１５未満にする理由は、Ｎｉの再固溶及び転位固着のための高温焼鈍温度を得るためのＮｉ−Ｐ析出物による耐熱性向上と、仕上げ焼鈍による再結晶軟化時のＮｉ−Ｐ析出物の分解、再固溶を両立させるためである。Ｎｉ／Ｐ比率が１５以上では耐熱性向上が不十分で、比較的低い温度で仕上げ焼鈍せざるを得ず、十分な応力緩和特性が得られない。
Ｆｅは、仕上げ連続焼鈍において再結晶粒の粗大化を抑制する元素である。銅合金中に０．００５％以上添加することにより、仕上げ連続焼鈍において銅合金を高温に加熱して添加元素を十分固溶させ、同時に再結晶粒の粗大化を抑制することができる。しかし、０．１５％を超えると導電率が低下して約３０％ＩＡＣＳを達成できない。

本発明の銅合金は、副成分として、さらにＺｎ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｓｉ、その他を添加してもよい。
Ｚｎは錫めっきの剥離を防止するため、１％以下添加することができる。しかしながら、自動車用端子として使用する温度領域（約１５０〜１８０℃）であれば、０．０５％以下も添加してあれば十分である。さらにシャフト炉で造塊する場合は０．０５％以下が望ましい。
Ｍｎ、Ｓｉは脱酸剤としてそれぞれ０．０１％以下添加することができる、しかし、それぞれ０．００１％以下、０．００２％以下が望ましい。
Ｍｇは耐応力緩和特性を向上させる作用があり、０．３％以下添加することができる。しかし、シャフト炉で造塊する場合、０．００１％以下が望ましい。
Ｃｒ、Ｃｏ、Ａｇ、Ｉｎ、Ｂｅ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｂ等は、結晶粒の粗大化を防止する作用があり、総量で０．１％以下添加することができる。
Ｐｂは不純物として０．００１％以下に制限することが望ましい。

次に、本発明の製造方法について詳細に説明する。
本発明の銅合金は析出型銅合金ではないため、均質化処理、熱間圧延及び冷間粗圧延において、条件面で特別に厳密な管理は必要ない。例えば均質化処理は８００〜１０００℃×０．５〜４時間、熱間圧延は８００〜９５０℃で行い、熱間圧延後は水冷又は放冷する。冷間粗圧延は最終仕上げ圧延において３０〜８０％程度の加工率が得られるように、加工率を選択する。冷間粗圧延の途中に適宜中間の再結晶焼鈍を挟むことができる。

一方、粗冷間圧延後の銅合金板に対する仕上げ連続焼鈍については、厳密な管理を行い、適正な再結晶軟化、つまり硬さがＨｖ９０〜１００の範囲に入るようにする必要がある。これは最終製品状態での機械的特性、特に曲げ加工性を低下させないためである。仕上げ連続焼鈍により上記硬さ範囲内とされた冷間粗圧延材は、再結晶粒が１０μｍ以下の粗大化していない適正組織状態で軟化しており、続いて冷間圧延及び安定化焼鈍を行うことで、曲げ加工性に優れた銅合金板製品を得ることができる。

また、本発明では、冷間粗圧延材が、仕上げ連続焼鈍を行ったとき、図３に示すように、室温＜Ｔ_Ｐ＜Ｔ_Ａの範囲内にある焼鈍温度Ｔ_Ｐで導電率変化が一つの凸型ピーク値Ｅ_P（Ｅ_ａｒ＜Ｅ_P，Ｅ_Ａ＜Ｅ_P）をもつ焼鈍特性を有し、かつ冷間粗圧延後の仕上げ焼鈍で硬さＨｖ９０〜１００の範囲まで軟化する焼鈍温度をＴ_Ａとしたとき、Ｅ_P−Ｅ_A＞０．５％ＩＡＣＳの関係を満たさなくてはならない。いいかえれば、上記関係を満たすような条件で仕上げ連続焼鈍を行う必要がある。その理由は次のとおりである。

本発明の仕上げ連続焼鈍において重要なのは、高温中でも拡散しにくいＮｉを十分に固溶させて、応力緩和を引き起こす転位に十分固着させることであり、そのためＮｉ，Ｐを添加して低い温度で焼鈍軟化しないようにし、焼鈍可能温度領域を高温側に引き上げている。Ｅ_P−Ｅ_A＞０．５％ＩＡＣＳの関係は、Ｎｉの固溶が十分に起こっているかどうかを、比較的測定しやすい導電率で表現したもので、この関係を満たす場合（仕上げ焼鈍後の導電率Ｅ_Aがピーク値Ｅ_Pより０．５％ＩＡＣＳ超低い）、焼鈍温度に昇温する過程（室温→Ｔ_Ｐ→Ｔ_Ａ）で析出したＮｉ−Ｐ金属間化合物は分解、再固溶した状態にあり、耐応力緩和特性が向上する。一方、この関係を満たさない場合、強固なＮｉ−Ｐ金属間化合物が形成され、固溶Ｎｉが不足した状態であり、優れた耐応力緩和特性が得られない。

本発明の合金系では、仕上げ焼鈍時には、焼鈍温度に昇温する過程（室温→Ｔ_Ｐ→Ｔ_Ａ）でいったん発生したＮｉ−Ｐ金属間化合物を再固溶させる必要があるために、いわゆるバッチ焼鈍は不適当である。十分な高温保持時間があると、再結晶軟化しても導電率の再低下、すなわちＮｉの再固溶は起こらず、粗冷間圧延材は前記凸型ピーク値Ｅ_Pをもつ焼鈍特性を有せず、又は有したとしてもＥ_P−Ｅ_A＞０．５％ＩＡＣＳの関係を満たさない。
望ましい仕上げ焼鈍方法は、実体温度６５０℃を越え、保持時間１０〜６０秒であり、最適なのは１５〜３０秒、特に２０秒程度の高温短時間焼鈍法である。焼鈍後は１０℃／秒以上の冷却速度で急冷することが望ましい。
なお、従来法にも析出を抑制する考え方はあるが（特許文献２，３参照）、実際には組成又は／及び焼鈍条件が本発明の条件を満たしていなかったため、予想し得ない析出物が耐応力緩和特性（圧延方向に直角方向）を乱していた可能性がある。

最終仕上げ圧延後の安定化焼鈍は、２５０〜４５０℃×２０〜４０秒で行うのが望ましい。これにより最終仕上げ圧延で導入された歪みが除去され、かつ材料の軟化がなく強度の低下が少ないからである。

次に、本発明に係る耐応力緩和特性に優れる銅合金の製造方法の実施例を説明する。
銅合金をクリプトル炉において大気中で木炭被覆下で溶解し、表１に示す組成を有する１５０ｍｍ厚の鋳塊を得た。続いて、９６５℃で３時間の均熱化処理を行った後、熱間圧延して１５ｍｍ厚とし、８３０℃以上で焼入れ（水冷）、両面を１ｍｍずつ面削して１３ｍｍ厚とした後、冷間粗圧延を行って厚さ１ｍｍとした。
ここで先行パイロット材を複数切り出し（同じ１ｍｍ厚）、全て硬さＨｖ９０〜１００に入るように焼鈍し、この焼鈍材を加工率を振って冷間圧延し、耐力５２０〜５４０Ｎ／ｍｍ^２の範囲に入る加工率を決定した。これは、応力緩和特性を公平に調査するため、最終製品状態の強度（耐力）特性が自動車用コネクタ材料として多用されているＣ５０７１（Ｃｕ−０．１％Ｆｅ−０．０３Ｐ−２％Ｓｎ）の調質Ｈ材とほぼ同じになるように、最終冷間圧延の加工率Ｒ（％）を決定するためである。なお、最終製品板厚は０．２５ｍｍである。

続いて、厚さ１ｍｍの本通板材を２５／（１００−加工率Ｒ）で決めた板厚まで圧延加工して、冷間粗圧延を終了した。この冷間粗圧延材について、ビッカース硬さ及び導電率Ｅ_ａｒを測定した。
ここで、この本通板材から、焼鈍条件先行パイロット材を複数切り出し、焼鈍時間を２０秒（連続焼鈍）又は２時間（バッチ焼鈍）に設定し、焼鈍温度を２５℃間隔で振って再結晶焼鈍を行い、これらのビッカース硬さ及び導電率を測定し、図３に示すような焼鈍軟化特性（ビッカース硬さ−焼鈍温度）、及び導電率変化特性（導電率−焼鈍温度）のグラフを各供試材ごとに得た。そのグラフから、導電率のピーク値Ｅ_Ｐ及びそのときの温度Ｔ_Ｐと、さらにＨｖ９０〜１００に軟化する温度Ｔ_Ａにおける導電率Ｅ_Ａを読みとった。
続いて、本通板材を仕上げ焼鈍温度に相当する温度Ｔ_Ａで焼鈍し、最終冷間圧延を前記加工率Ｒで行って厚さ０．２５ｍｍとした後、安定化焼鈍を４００℃×２０秒の条件で行った。得られた最終製品状態の各供試材について、導電率、硬さ、機械的特性（引張強さ、耐力、伸び）及び応力緩和率を測定した。
仕上げ焼鈍の条件及び冷間粗圧延材に関する測定結果等を表２に示し、最終冷間圧延と安定化焼鈍の条件及び最終製品状態の各供試材に関する測定結果を表２及び表３に示す。

なお、導電率、硬さ、機械的性質及び応力緩和率は下記要領で測定した。
導電率；導電率測定はＪＩＳ−Ｈ０５０５に規定されている非鉄金属材料導電率測定法に準拠し、ダブルブリッジを用いた四端子法で行なった。
硬さ；硬さの測定はＪＩＳ−Ｚ２２５１に規定されている微少硬さ試験方法に準拠し、試験加重１００ｇ（０．９８０７Ｎ）でビッカース硬さを測定した。
機械的特性；ＪＩＳ５号引張り試験片を、長手方向が圧延方向及び垂直方向となるように機械加工にて作製し、ＪＩＳ−Ｚ２２４１に準拠して引張り試験を実施して測定した。耐力は永久伸び０．２％に相当する引張り強さである。

応力緩和率；図１に示す片持ち梁方式を用いて測定した。幅１０ｍｍの短冊状試験片１（長さ方向が板材の圧延方向に対し平行方向になるもの及び直角方向になるもの）を切り出し、その一端を剛体試験台２に固定し、試験片１のスパン長Ｌの部分にｄ（＝１０ｍｍ）の大きさのたわみ量を与える。このとき、材料耐力の８０％に相当する表面応力が材料に負荷されるようにＬを決める。これを１８０℃のオーブン中に３０時間保持した後に取り出し、たわみ量ｄを取り去ったときの永久歪みδを測定し、ＲＳ＝（δ／ｄ）×１００で応力緩和率（ＲＳ）を計算する。なお、１８０℃×３０時間の保持は、ラーソン・ミラーパラメーターで計算すると、ほぼ１５０℃×１０００時間の保持に相当する。

表１において、Ｎｏ．１〜６，８，１５は本発明の範囲内の組成を有し、Ｎｏ．７，９〜１４は本発明の範囲外の組成である。
表２に示すように、高温短時間の仕上げ連続焼鈍を行ったＮｏ．１〜６に関しては、導電率変化が凸型ピーク値Ｅ_P（Ｅ_ａｒ＜Ｅ_P，Ｅ_Ａ＜Ｅ_P）を有し、仕上げ焼鈍温度Ｔ_Aと導電率のピーク値Ｅ_Pが得られるピ−ク温度Ｔ_Pの関係がＴ_A＞Ｔ_Pを満たし、かつ温度Ｔ_Aで得られた導電率Ｅ_Aと導電率のピーク値Ｅ_Pの関係がＥ_P−Ｅ_A＞０．５％ＩＡＣＳを満たす。表３をみると、Ｎｏ．１〜６は、圧延平行方向及び圧延直角方向とも、応力緩和率が１５％以下である。

一方、バッチ焼鈍を行ったＮｏ．８，１５は、表２に示すとおり、導電率変化がはっきりした凸型ピークを示さず、温度Ｔ_Aで得られた導電率Ｅ_Aと導電率のピーク値Ｅ_Pの関係がＥ_P−Ｅ_A＞０．５％ＩＡＣＳを満たしていない。これは、Ｎｉ−Ｐの再固溶が起こっていないことを示す。表３をみると、Ｎｏ．８，１５は、圧延平行方向及び圧延直角方向とも、応力緩和率が１５％を越える。
Ｐ添加量が不足し、かつＮｉ／Ｐ比が１５を超えるＮｏ．７は、温度Ｔ_Aで得られた導電率をＥ_Aと導電率のピーク値Ｅ_Pの関係がＥ_P−Ｅ_A＞０．５％ＩＡＣＳを満たしていない。これは、Ｎｉ−Ｐの再固溶が起こっていないことを示す。Ｎｏ．７は、圧延直角方向の応力緩和率が１５％を越える。

Ｓｎ添加量が過剰なＮｏ．９は、表３に示すように、３０％ＩＡＣＳ以上の導電率が得られていない。また、圧延直角方向の応力緩和率が１５％を越える。
Ｎｉ添加量が過剰なＮｏ．１０は、温度Ｔ_Aで得られた導電率Ｅ_Aと導電率のピーク値Ｅ_Pの関係がＥ_P−Ｅ_A＞０．５％ＩＡＣＳを満たしていない。これは、Ｎｉ−Ｐの再固溶が起こっていないことを示す。Ｎｏ．１０は、圧延平行方向及び圧延直角方向とも、応力緩和率が１５％を越える。
Ｆｅ及びＰが過剰なＮｏ．１１は、温度Ｔ_Aで得られた導電率Ｅ_Aと導電率のピーク値Ｅ_Pの関係がＥ_P−Ｅ_A＞０．５％ＩＡＣＳを満たしていない。これは、Ｎｉ−Ｐの再固溶が起こっていないことを示す。Ｎｏ．１１は、圧延直角方向の応力緩和率が１５％を越える。

Ｓｎ添加量が不足するＮｏ．１２は、耐熱性が不十分で、導電率のピーク値が得られる温度Ｔ_Ｐより低い温度で再結晶軟化が発生し、Ｔ_Ｐ＜Ｔ_Ａの関係を満たしていない。Ｎｏ．１２は、圧延平行方向及び圧延直角方向とも、応力緩和率が１５％を越える。
Ｎｉ／Ｐ比が１５を超えるＮｏ．１３は、仕上げ焼鈍温度自体が低くなるため、圧延直角方向の応力緩和率が１５％を越える
Ｎｉ添加量が不足するＮｏ．１４は、仕上げ焼鈍温度Ｔ_Ａが導電率のピーク値が得られる温度Ｔ_Ｐと一致し、Ｔ_Ｐ＜Ｔ_Ａの関係を満たしていない。Ｎｏ．１４は、圧延平行方向及び圧延直角方向とも、応力緩和率が１５％を越える。

耐応力緩和試験を説明する断面図である。 メス端子の構造を示す正面図（ａ）及び断面図（ｂ）である。 種々の温度ＴでＸ秒の連続焼鈍を行ったときの、ビッカース硬度（Ｈｖ）及び導電率（Ｅ）の変化を模式的に示す図である。

符号の説明

１ 試験片
３ メス端子
５ 押圧片

Claims (5)

1. Ｎｉ：０．４〜１．６％（質量％、以下同じ）、Ｓｎ：０．４〜１．６％、Ｐ：０．０２７〜０．１５％、Ｆｅ：０．００５〜０．１５％を含み、Ｎｉ含有量とＰ含有量の比Ｎｉ／Ｐが１５未満であり、残部がＣｕ及び不純物からなる組成の銅合金鋳塊を均質化処理後、熱間圧延及び冷間粗圧延を行い、続いて冷間粗圧延後の銅合金板に仕上げ連続焼鈍を実体温度Ｔ_Aに保持時間Ｘの条件で行って硬さをＨｖ９０〜１００とし、さらに冷間圧延及び安定化焼鈍を行うことを特徴とする耐応力緩和特性に優れた銅合金板の製造方法。
   ただし、温度Ｔ_A及び時間Ｘは、冷間粗圧延後の銅合金板に対して種々の温度で時間Ｘの連続焼鈍を行ったとき、導電率のピーク値Ｅ_pが温度Ｔ_pで得られたとすると、Ｔ_A＞Ｔ_Pを満たし、かつ温度Ｔ_Aで得られた導電率をＥ_Aとしたとき、Ｅ_P−Ｅ_A＞０．５％ＩＡＣＳを満たす温度及び時間に設定される。
2. 前記仕上げ連続焼鈍を、６５０℃を越える温度に１０〜６０秒保持して行うことを特徴とする請求項１に記載された耐応力緩和特性に優れた銅合金板の製造方法。
3. 銅合金の組成に、Ｚｎ：１％以下、Ｍｎ：０．１％以下、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｇ：０．３％以下のいずれか１種以上が含まれることを特徴とする請求項１又は２に記載された耐応力緩和特性に優れた銅合金板の製造方法。
4. 銅合金の組成に、Ｃｒ、Ｃｏ、Ａｇ、Ｉｎ、Ｂｅ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｂが総量で０．１％以下含まれることを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載された耐応力緩和特性に優れた銅合金板の製造方法。
5. 請求項１〜４のいずれかに記載された方法により製造された耐応力緩和特性に優れた銅合金板。

Images