JPH0314901B2 - - Google Patents
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- JPH0314901B2 JPH0314901B2 JP61070364A JP7036486A JPH0314901B2 JP H0314901 B2 JPH0314901 B2 JP H0314901B2 JP 61070364 A JP61070364 A JP 61070364A JP 7036486 A JP7036486 A JP 7036486A JP H0314901 B2 JPH0314901 B2 JP H0314901B2
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- Conductive Materials (AREA)
Description
〔産業上の利用分野〕
本発明は、ばね性、強度、導電率および加工性
が共に優れた端子・コネクター用の銅基合金の製
造法に関する。 〔従来の技術〕 プラグ側およびソケツト側の導電端子を構成す
る端子・コネクター用材料は、その形状や大きさ
を問わず、弾性、強度、応力緩和特性、耐食性等
の様々の諸特性を兼備したうえ加工が容易で且つ
安価な材料であることが要求される。かような端
子・コネクター用材料として、従来より最も普通
に使用されているものに黄銅およびりん青銅があ
る。 特開昭58−113334号公報は、かようなりん青銅
の熱間加工性を改善するためにＰ含有量を低下さ
せたうえFeを適量含有させた合金を開示してい
る。 特開昭60−245754号公報は、Sn、Ｐ、Ni、Fe
を銅中に適量含有させたうえ、Al、Hf、Be、
Mo、Te、Pb、Co、Zr、Nb、Ｂ、Mg、Mn、
Si、Sb、Ti、In、As、Znの１種以上を添加する
ことによつて強度を改善した銅合金を開示してい
る。 〔発明が解決しようとする問題点〕 黄銅は成形加工性が非常に良好で且つ安価であ
るという長所を持つが、耐食性、耐応力腐食割れ
性が極端に悪いので、急激な進歩を遂げている最
近の電気または電子工業における端子・コネクタ
ー材料としては信頼性に欠ける場合がある。りん
青銅は強度、ばね性、耐食性および耐応力腐食割
れ性は良好であるが、Snを3.0％以上含有するの
で高価であり、また応力緩和性が悪いという問題
がある。特開昭58−113334号公報に記載のりん青
銅は熱間加工性が優れるとはいえ、同様の問題が
ある。 特開昭60−245754号公報に提案された高力高導
電銅合金は、Al、Hf、Be、Mo、Te、Pb、Co、
Zr、Nb、Ｂ、Mg、Mn、Si、Sb、Ti、In、As、
Zn等の添加によつて強度とバネ性が改善される
とされているが、強度が高いものは導電率が十分
ではなく導電率が高いものは強度が十分ではない
という問題があり、強度と導電率をバランスさせ
ることが困難である。 〔問題点を解決する手段〕 本発明は上記のような問題点を解決した端子・
コネクター用材料として、重量％において、
Sn；1.0〜3.0％未満、Ni；0.05〜0.40％、Fe；
0.16〜0.40％、Ｐ；0.05〜0.10％、残部がCuおよ
び不可避的不純物からなり、Snを固溶した銅マ
トリツクス中にFe−Ni−Ｐ系化合物が微細に分
散析出した銅基合金を提供するものであり、 この銅基合金の有利な製造法として、Sn；1.0
〜3.0％未満、Ni；0.05〜0.40％、Fe；0.16〜0.40
％、Ｐ；0.05〜0.10％、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を製造する工程、 この鋳片を圧下率60％以上、熱延仕上温度700
℃以上のもとで熱間圧延したうえ、該熱延仕上温
度から300℃以下の温度にまで30℃／分以上の冷
却速度で冷却して前記合金元素の実質的に全てが
銅中に固溶した熱延板を得る工程、 得られた熱延板を圧下率50％以上のもとで第一
回目の冷間圧延を行い、この第一回目の冷間圧延
のあとで400〜600℃の温度で５〜720分間の焼鈍
を行つてSnを固溶した銅マトリツクス中にFe−
Ni−Ｐ系化合物を分散析出させる工程、 この焼鈍材を、所望板厚にまで冷間圧延によつ
て板厚減少を行う工程、そして、 最終冷間圧延後に300〜750℃の温度で５〜180
秒のテンシヨンアニールを行う工程、 を経る端子・コネクター用銅基合金の製造法を提
供するものである。 本発明による銅基合金は、Snの適量の添加に
よつてばね性を発現させると共に強度を高め、且
つFe−Ｐ系、Fe−Ni−Ｐ系化合物による析出硬
化によつて高い導電率を維持しながら端子・コネ
クターにとつて好ましい諸特性（強度、ばね限界
値、耐軟化性、加工性、応力緩和性等）を発現し
た点に基本的な特徴がある。 本発明の銅基合金の添加元素の含有量（重量
％）について、その範囲を定めた理由の概要を説
明すると次の如くである。 Snは、銅マトリツクス中に固溶して強度とば
ね限界値を向上させる。この効果はSn含有量が
1.0％未満では十分ではなく、他方、Sn含有量が
3.0％以上では導電性および熱間加工性が悪くな
り、また経済的にも不利となる。この理由から本
発明銅基合金のSn含有量は1.0〜3.0％未満の範囲
とする。 Niは、銅マトリツクス中に固溶して強度、耐
軟化性および耐食性を向上させるが、さらに、本
発明合金の特徴であるFe−Ni−Ｐ系化合物の形
成に寄与する元素であり、このためには少なくと
も0.05％以上の添加が必要である。しかし、0.40
％を越えて含有させると、導電率の低下が顕著と
なり、また経済的にも不利となる。したがつて
Ni含有量は0.05〜0.40％とする。 Feは、銅マトリツクス中に過飽和に固溶させ
ると時効によりＰあるいはNi及びＰと化合物を
形成して銅マトリツクス中に析出し、強度、ばね
限界値および耐軟化性を向上させる。Fe含有量
が0.16％未満では強度、ばね限界値および耐軟化
性が低く、0.40％を越えると導電率および成形加
工性が低下する。したがつて、Fe含有量は0.16〜
0.40％の範囲とする。 Ｐは、本発明合金の溶製時において脱酸剤とし
て機能し、SnおよびFeの酸化防止作用も供して、
健全なインゴツトを得るうえで重要な役割を果た
す。そして、銅マトリツクス中に過飽和に固溶し
たＰは、FeあるいはFe及びNiと共にFe−Ｐ系化
合物、Fe−Ni−Ｐ系化合物を形成する。Ｐ含有
量が0.05％未満ではこのような効果が十分ではな
く、また0.10％を越えて添加すると導電性および
加工性が悪くなる。したがつて、Ｐ含有量は0.05
〜0.10％の範囲とする。 このような成分組成をもつ本発明に従う銅基合
金は、主としてSnおよびNiによる固溶強化とFe
−Ｐ系化合物、Fe−Ni−Ｐ系化合物の析出硬化
との相乗的な効果によつて、端子・コネクターに
必要な強度とばね限界値を兼備し且つ十分な導電
率を具備することができる。このような諸特性は
鋳片から熱間圧延工程と冷間圧延工程を経て所望
の板厚にまで加工するさいの製造条件を適切にコ
ントロールすることによつて有利に発揮させるこ
とができる。以下にその製造法の詳細を説明す
る。 熱間圧延工程 本発明に従う成分組成の鋳片を溶解鋳造によつ
て製造し、この鋳片（鋳塊）を熱間圧延に供する
のであるが、この熱間圧延は鋳片を850℃以上に
加熱し、熱延圧下率を60％以上、好ましくは90％
以上とし熱延仕上温度を700℃以上として実施す
るのがよい。これによつて、鋳造組織を完全につ
ぶすことができ、且つ鋳塊に生じている偏析の影
響をなくすことができる。 そして、熱延仕上温度から300℃以下にまでの
温度域を30℃／分以上の冷却速度で冷却する。こ
の冷却は熱延したあとただちに急水冷を実施する
ことによつて行うのがよい。これによつてFe、
NiおよびＰが完全に固溶した熱延材を得ること
ができる。この熱延後の冷却を30℃／分より遅い
冷却速度で行うとその冷却過程においてこれらの
元素が析出して粗大なFe−Ｐ系、Fe−Ni−Ｐ系
化合物が生じてしまう。この温度域を前記のよう
に急冷したとしてもその急冷開始温度が700℃よ
り低いと、また急冷開始温度か700℃以上であつ
ても冷却速度が30℃／分より遅いと、この間に粗
大な析出物が析出する。この段階で析出した析出
物は母相と不整合であり、これによるばね限界値
並びに応力緩和特性の向上は期待できない。した
がつて本発明においてはFe、Ni、Ｐが完全に固
溶した状態の熱延板が得られるような熱延条件を
採用する点に一つの特徴がある。なおこの急冷の
さいの冷却終点温度については300℃以下であれ
ばよい。300℃以下の温度においてはFe−Ｐ系化
合物およびFe−Ni−Ｐ系化合物の析出は実質上
起こらないからである。 冷間圧延および焼鈍工程 前工程で得られた熱延板は次いで必要に応じて
表面研削あるいは酸洗を行つたあと、焼鈍を挟ん
だ冷間圧延を必要回数行つて所望板厚にまで冷延
するのであるが、最初の冷間圧延と焼鈍の条件を
適切にして、この段階で微細なFe−Ｐ系、Fe−
Ni−Ｐ系化合物を均一に析出させる。 まず、第一回目の冷間圧延は圧下率50％以上、
好ましくは80％以上で行ない、この第一回目の冷
間圧延後の焼鈍を400〜600℃の温度で５〜720分
の条件で実施する。この最初の冷間圧延および焼
鈍の条件は本発明において極めて重要である。第
一回目の冷間圧延の圧下率が50％未満では圧延組
織が均質化せず、引続く焼鈍においてFe−Ｐ系、
Fe−Ni−Ｐ系化合物が均一微細に析出できなく
なる。この最初の焼鈍を600℃を越える温度で実
施すると、析出物が凝集粗大化し、ばね限界値並
びに成形加工性の一層の向上が期待できなくなる
し、400℃未満の温度では析出させるに要する時
間が長くなりすぎるので、最初の焼鈍は400〜600
℃の温度で行い、焼鈍時間は５〜720分の範囲で
行えばよい。焼鈍時間が５分未満では析出物の形
成が不十分であり、またこの焼鈍による伸びの回
復も十分ではない。しかし、720分を越えるよう
な長時間では微細に析出した析出物の成長が進行
するようになるので好ましくなく、経済的にも負
担となる。 このようにして第一回目の冷間圧延と焼鈍を適
切に行うことによつて、Fe−Ｐ系、Fe−Ni−Ｐ
系化合物が微細且つ均一に析出した材料となる
が、以後は所望厚さにまで、冷間圧延を必要に応
じて必要回数実施すればよい。そのさい数回の冷
間圧延を行う場合には中間焼鈍を挟んでもよい。 そして、所望板厚にまで冷間圧延したあとの冷
延材に、300〜750℃の温度で５〜180秒のテンシ
ヨンアニール処理を実施する。このテンシヨンア
ニールによつてばね限界値の向上と伸びの回復が
実現でき、均質且つ平坦度の良好な製品を得るこ
とができる。このテンシヨンアニール処理を実施
するにさいし、300℃未満の温度では局部残留応
力除去の効果が少なく、他方、750℃を越える温
度では短時間でも材料が軟化してしまうので、テ
ンシヨンアニールの処理温度は300〜750℃の範囲
で行うのがよい。また、その処理時間については
５秒未満では均質な材料が得られず、180秒を越
えても効果には差が現れないので、５〜180秒の
範囲とするのがよい。 以下に本発明の実施例を挙げる。 実施例 第１表にその化学成分値（重量％）を示すNo.１
〜７の銅基合金を高周波真空溶解炉を用いて溶製
し、40mm×40mm×140mmの鋳塊に鋳造した。この
鋳塊を40mm×40mm×20mmの大きさに切断し、この
鋳片を850℃で均熱したあと、厚さ５mmまで熱間
圧延を行い、750℃の温度から水中に冷却した。
得られた熱延板を第一回目の冷間圧延によつて厚
さ1.0mmまで冷延し、次いで550℃×60分間の焼鈍
を行つた。そして、圧下率50％で冷間圧延し、厚
さ0.5mmの冷延板を得た。得られた冷延板を10Kg
ｆ／mm2の張力を付加しながら、400℃×20秒間の
テンシヨンアニール処理を施した。この処理を終
えた材料を試験材とした。なお表中のNo.８は前記
の製造工程を経たものではなく、市販のりん青銅
を低温焼鈍したものである。 各試験材の引張強さ、伸び、導電率、ばね限界
値、軟化温度を測定し、また90゜W曲げ加工試験
に供した。これらの測定結果を第１表に併記し
た。引張強さと伸びの測定はJIS−Ｚ−2241に、
導電率の測定はJIS−Ｈ−0505に、そしてばね限
界値の測定はJIS−Ｈ−3130に従つた。軟化温度
は、試料をその温度で30分加熱したときに加熱後
の硬度が初期硬度の80％となつたときの温度であ
る。90゜W曲げ加工試験はCES−M0002−６の規
定に従つた。すなわち、Ｒ＝0.2mmの治具で90゜W
曲げ加工したときの中央部山表面の状況を調べ、
割れが発生したものを×、ややシワが発生したも
のを△、良好なものを〇と評価した。 また、第１表の本発明合金No.３と比較合金No.８
について、応力緩和特性の測定を行い、その結果
を第２表に示した。試験は試験片の中央部の応力
が耐力の80％となるようにＵ字曲げを行い、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。
が共に優れた端子・コネクター用の銅基合金の製
造法に関する。 〔従来の技術〕 プラグ側およびソケツト側の導電端子を構成す
る端子・コネクター用材料は、その形状や大きさ
を問わず、弾性、強度、応力緩和特性、耐食性等
の様々の諸特性を兼備したうえ加工が容易で且つ
安価な材料であることが要求される。かような端
子・コネクター用材料として、従来より最も普通
に使用されているものに黄銅およびりん青銅があ
る。 特開昭58−113334号公報は、かようなりん青銅
の熱間加工性を改善するためにＰ含有量を低下さ
せたうえFeを適量含有させた合金を開示してい
る。 特開昭60−245754号公報は、Sn、Ｐ、Ni、Fe
を銅中に適量含有させたうえ、Al、Hf、Be、
Mo、Te、Pb、Co、Zr、Nb、Ｂ、Mg、Mn、
Si、Sb、Ti、In、As、Znの１種以上を添加する
ことによつて強度を改善した銅合金を開示してい
る。 〔発明が解決しようとする問題点〕 黄銅は成形加工性が非常に良好で且つ安価であ
るという長所を持つが、耐食性、耐応力腐食割れ
性が極端に悪いので、急激な進歩を遂げている最
近の電気または電子工業における端子・コネクタ
ー材料としては信頼性に欠ける場合がある。りん
青銅は強度、ばね性、耐食性および耐応力腐食割
れ性は良好であるが、Snを3.0％以上含有するの
で高価であり、また応力緩和性が悪いという問題
がある。特開昭58−113334号公報に記載のりん青
銅は熱間加工性が優れるとはいえ、同様の問題が
ある。 特開昭60−245754号公報に提案された高力高導
電銅合金は、Al、Hf、Be、Mo、Te、Pb、Co、
Zr、Nb、Ｂ、Mg、Mn、Si、Sb、Ti、In、As、
Zn等の添加によつて強度とバネ性が改善される
とされているが、強度が高いものは導電率が十分
ではなく導電率が高いものは強度が十分ではない
という問題があり、強度と導電率をバランスさせ
ることが困難である。 〔問題点を解決する手段〕 本発明は上記のような問題点を解決した端子・
コネクター用材料として、重量％において、
Sn；1.0〜3.0％未満、Ni；0.05〜0.40％、Fe；
0.16〜0.40％、Ｐ；0.05〜0.10％、残部がCuおよ
び不可避的不純物からなり、Snを固溶した銅マ
トリツクス中にFe−Ni−Ｐ系化合物が微細に分
散析出した銅基合金を提供するものであり、 この銅基合金の有利な製造法として、Sn；1.0
〜3.0％未満、Ni；0.05〜0.40％、Fe；0.16〜0.40
％、Ｐ；0.05〜0.10％、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を製造する工程、 この鋳片を圧下率60％以上、熱延仕上温度700
℃以上のもとで熱間圧延したうえ、該熱延仕上温
度から300℃以下の温度にまで30℃／分以上の冷
却速度で冷却して前記合金元素の実質的に全てが
銅中に固溶した熱延板を得る工程、 得られた熱延板を圧下率50％以上のもとで第一
回目の冷間圧延を行い、この第一回目の冷間圧延
のあとで400〜600℃の温度で５〜720分間の焼鈍
を行つてSnを固溶した銅マトリツクス中にFe−
Ni−Ｐ系化合物を分散析出させる工程、 この焼鈍材を、所望板厚にまで冷間圧延によつ
て板厚減少を行う工程、そして、 最終冷間圧延後に300〜750℃の温度で５〜180
秒のテンシヨンアニールを行う工程、 を経る端子・コネクター用銅基合金の製造法を提
供するものである。 本発明による銅基合金は、Snの適量の添加に
よつてばね性を発現させると共に強度を高め、且
つFe−Ｐ系、Fe−Ni−Ｐ系化合物による析出硬
化によつて高い導電率を維持しながら端子・コネ
クターにとつて好ましい諸特性（強度、ばね限界
値、耐軟化性、加工性、応力緩和性等）を発現し
た点に基本的な特徴がある。 本発明の銅基合金の添加元素の含有量（重量
％）について、その範囲を定めた理由の概要を説
明すると次の如くである。 Snは、銅マトリツクス中に固溶して強度とば
ね限界値を向上させる。この効果はSn含有量が
1.0％未満では十分ではなく、他方、Sn含有量が
3.0％以上では導電性および熱間加工性が悪くな
り、また経済的にも不利となる。この理由から本
発明銅基合金のSn含有量は1.0〜3.0％未満の範囲
とする。 Niは、銅マトリツクス中に固溶して強度、耐
軟化性および耐食性を向上させるが、さらに、本
発明合金の特徴であるFe−Ni−Ｐ系化合物の形
成に寄与する元素であり、このためには少なくと
も0.05％以上の添加が必要である。しかし、0.40
％を越えて含有させると、導電率の低下が顕著と
なり、また経済的にも不利となる。したがつて
Ni含有量は0.05〜0.40％とする。 Feは、銅マトリツクス中に過飽和に固溶させ
ると時効によりＰあるいはNi及びＰと化合物を
形成して銅マトリツクス中に析出し、強度、ばね
限界値および耐軟化性を向上させる。Fe含有量
が0.16％未満では強度、ばね限界値および耐軟化
性が低く、0.40％を越えると導電率および成形加
工性が低下する。したがつて、Fe含有量は0.16〜
0.40％の範囲とする。 Ｐは、本発明合金の溶製時において脱酸剤とし
て機能し、SnおよびFeの酸化防止作用も供して、
健全なインゴツトを得るうえで重要な役割を果た
す。そして、銅マトリツクス中に過飽和に固溶し
たＰは、FeあるいはFe及びNiと共にFe−Ｐ系化
合物、Fe−Ni−Ｐ系化合物を形成する。Ｐ含有
量が0.05％未満ではこのような効果が十分ではな
く、また0.10％を越えて添加すると導電性および
加工性が悪くなる。したがつて、Ｐ含有量は0.05
〜0.10％の範囲とする。 このような成分組成をもつ本発明に従う銅基合
金は、主としてSnおよびNiによる固溶強化とFe
−Ｐ系化合物、Fe−Ni−Ｐ系化合物の析出硬化
との相乗的な効果によつて、端子・コネクターに
必要な強度とばね限界値を兼備し且つ十分な導電
率を具備することができる。このような諸特性は
鋳片から熱間圧延工程と冷間圧延工程を経て所望
の板厚にまで加工するさいの製造条件を適切にコ
ントロールすることによつて有利に発揮させるこ
とができる。以下にその製造法の詳細を説明す
る。 熱間圧延工程 本発明に従う成分組成の鋳片を溶解鋳造によつ
て製造し、この鋳片（鋳塊）を熱間圧延に供する
のであるが、この熱間圧延は鋳片を850℃以上に
加熱し、熱延圧下率を60％以上、好ましくは90％
以上とし熱延仕上温度を700℃以上として実施す
るのがよい。これによつて、鋳造組織を完全につ
ぶすことができ、且つ鋳塊に生じている偏析の影
響をなくすことができる。 そして、熱延仕上温度から300℃以下にまでの
温度域を30℃／分以上の冷却速度で冷却する。こ
の冷却は熱延したあとただちに急水冷を実施する
ことによつて行うのがよい。これによつてFe、
NiおよびＰが完全に固溶した熱延材を得ること
ができる。この熱延後の冷却を30℃／分より遅い
冷却速度で行うとその冷却過程においてこれらの
元素が析出して粗大なFe−Ｐ系、Fe−Ni−Ｐ系
化合物が生じてしまう。この温度域を前記のよう
に急冷したとしてもその急冷開始温度が700℃よ
り低いと、また急冷開始温度か700℃以上であつ
ても冷却速度が30℃／分より遅いと、この間に粗
大な析出物が析出する。この段階で析出した析出
物は母相と不整合であり、これによるばね限界値
並びに応力緩和特性の向上は期待できない。した
がつて本発明においてはFe、Ni、Ｐが完全に固
溶した状態の熱延板が得られるような熱延条件を
採用する点に一つの特徴がある。なおこの急冷の
さいの冷却終点温度については300℃以下であれ
ばよい。300℃以下の温度においてはFe−Ｐ系化
合物およびFe−Ni−Ｐ系化合物の析出は実質上
起こらないからである。 冷間圧延および焼鈍工程 前工程で得られた熱延板は次いで必要に応じて
表面研削あるいは酸洗を行つたあと、焼鈍を挟ん
だ冷間圧延を必要回数行つて所望板厚にまで冷延
するのであるが、最初の冷間圧延と焼鈍の条件を
適切にして、この段階で微細なFe−Ｐ系、Fe−
Ni−Ｐ系化合物を均一に析出させる。 まず、第一回目の冷間圧延は圧下率50％以上、
好ましくは80％以上で行ない、この第一回目の冷
間圧延後の焼鈍を400〜600℃の温度で５〜720分
の条件で実施する。この最初の冷間圧延および焼
鈍の条件は本発明において極めて重要である。第
一回目の冷間圧延の圧下率が50％未満では圧延組
織が均質化せず、引続く焼鈍においてFe−Ｐ系、
Fe−Ni−Ｐ系化合物が均一微細に析出できなく
なる。この最初の焼鈍を600℃を越える温度で実
施すると、析出物が凝集粗大化し、ばね限界値並
びに成形加工性の一層の向上が期待できなくなる
し、400℃未満の温度では析出させるに要する時
間が長くなりすぎるので、最初の焼鈍は400〜600
℃の温度で行い、焼鈍時間は５〜720分の範囲で
行えばよい。焼鈍時間が５分未満では析出物の形
成が不十分であり、またこの焼鈍による伸びの回
復も十分ではない。しかし、720分を越えるよう
な長時間では微細に析出した析出物の成長が進行
するようになるので好ましくなく、経済的にも負
担となる。 このようにして第一回目の冷間圧延と焼鈍を適
切に行うことによつて、Fe−Ｐ系、Fe−Ni−Ｐ
系化合物が微細且つ均一に析出した材料となる
が、以後は所望厚さにまで、冷間圧延を必要に応
じて必要回数実施すればよい。そのさい数回の冷
間圧延を行う場合には中間焼鈍を挟んでもよい。 そして、所望板厚にまで冷間圧延したあとの冷
延材に、300〜750℃の温度で５〜180秒のテンシ
ヨンアニール処理を実施する。このテンシヨンア
ニールによつてばね限界値の向上と伸びの回復が
実現でき、均質且つ平坦度の良好な製品を得るこ
とができる。このテンシヨンアニール処理を実施
するにさいし、300℃未満の温度では局部残留応
力除去の効果が少なく、他方、750℃を越える温
度では短時間でも材料が軟化してしまうので、テ
ンシヨンアニールの処理温度は300〜750℃の範囲
で行うのがよい。また、その処理時間については
５秒未満では均質な材料が得られず、180秒を越
えても効果には差が現れないので、５〜180秒の
範囲とするのがよい。 以下に本発明の実施例を挙げる。 実施例 第１表にその化学成分値（重量％）を示すNo.１
〜７の銅基合金を高周波真空溶解炉を用いて溶製
し、40mm×40mm×140mmの鋳塊に鋳造した。この
鋳塊を40mm×40mm×20mmの大きさに切断し、この
鋳片を850℃で均熱したあと、厚さ５mmまで熱間
圧延を行い、750℃の温度から水中に冷却した。
得られた熱延板を第一回目の冷間圧延によつて厚
さ1.0mmまで冷延し、次いで550℃×60分間の焼鈍
を行つた。そして、圧下率50％で冷間圧延し、厚
さ0.5mmの冷延板を得た。得られた冷延板を10Kg
ｆ／mm2の張力を付加しながら、400℃×20秒間の
テンシヨンアニール処理を施した。この処理を終
えた材料を試験材とした。なお表中のNo.８は前記
の製造工程を経たものではなく、市販のりん青銅
を低温焼鈍したものである。 各試験材の引張強さ、伸び、導電率、ばね限界
値、軟化温度を測定し、また90゜W曲げ加工試験
に供した。これらの測定結果を第１表に併記し
た。引張強さと伸びの測定はJIS−Ｚ−2241に、
導電率の測定はJIS−Ｈ−0505に、そしてばね限
界値の測定はJIS−Ｈ−3130に従つた。軟化温度
は、試料をその温度で30分加熱したときに加熱後
の硬度が初期硬度の80％となつたときの温度であ
る。90゜W曲げ加工試験はCES−M0002−６の規
定に従つた。すなわち、Ｒ＝0.2mmの治具で90゜W
曲げ加工したときの中央部山表面の状況を調べ、
割れが発生したものを×、ややシワが発生したも
のを△、良好なものを〇と評価した。 また、第１表の本発明合金No.３と比較合金No.８
について、応力緩和特性の測定を行い、その結果
を第２表に示した。試験は試験片の中央部の応力
が耐力の80％となるようにＵ字曲げを行い、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。
【表】
【表】
第１表の結果から次のことが明らかである。
本発明によるNo.１〜No.４の合金は、いずれも引
張強さ50Kgｆ／mm2以上、ばね限界値45Kgｆ／mm2以
上を示し、導電率、曲げ加工性に優れ且つ軟化温
度も高い。したがつて、端子・コネクター用銅基
合金として非常に優れた合金であることがわか
る。 これに対し、Snが本発明で規定するより少な
いNo.５の比較合金は強度およびばね限界値が低
い。また、Feが本発明で規定するより多いNo.６
の比較合金は曲げ加工性が劣つており、Feを含
まない比較合金No.７は耐熱性が劣つている。 第２表の結果からは、本発明合金は従来の代表
的な端子・コネクター用材料であるりん青銅に比
べて応力緩和特性が優れていることがわかる。
張強さ50Kgｆ／mm2以上、ばね限界値45Kgｆ／mm2以
上を示し、導電率、曲げ加工性に優れ且つ軟化温
度も高い。したがつて、端子・コネクター用銅基
合金として非常に優れた合金であることがわか
る。 これに対し、Snが本発明で規定するより少な
いNo.５の比較合金は強度およびばね限界値が低
い。また、Feが本発明で規定するより多いNo.６
の比較合金は曲げ加工性が劣つており、Feを含
まない比較合金No.７は耐熱性が劣つている。 第２表の結果からは、本発明合金は従来の代表
的な端子・コネクター用材料であるりん青銅に比
べて応力緩和特性が優れていることがわかる。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量％において、Sn；1.0〜3.0未満、Ni；
0.05〜0.40％、Fe；0.16〜0.40％、Ｐ；0.05〜0.10
％、残部がCuおよび不可避的不純物からなる銅
基合金の鋳片を製造する工程、 この鋳片を圧下率60％以上、熱延仕上温度700
℃以上のもとで熱間圧延したうえ、該熱延仕上温
度から300℃以下の温度にまで30℃／分以上の冷
却速度で冷却して前記合金元素の実質的に全てが
銅中に固溶した熱延板を得る工程、 該熱延板を圧下率50％以上のもとで第一回目の
冷間圧延を行い、この第一回目の冷間圧延のあと
で400〜600℃の温度で５〜720分間の焼鈍を行つ
てSnを固溶した銅マトリツクス中にFe−Ni−Ｐ
系化合物を分散析出させる工程、 この焼鈍材を、所望板厚にまで冷間圧延によつ
て板厚減少を行う工程、そして、 最終冷間圧延後に300〜750℃の温度で５〜180
秒のテンシヨンアニールを行う工程、 からなる端子・コネクター用銅基合金の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7036486A JPS62227052A (ja) | 1986-03-28 | 1986-03-28 | 端子・コネクター用銅基合金の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7036486A JPS62227052A (ja) | 1986-03-28 | 1986-03-28 | 端子・コネクター用銅基合金の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62227052A JPS62227052A (ja) | 1987-10-06 |
| JPH0314901B2 true JPH0314901B2 (ja) | 1991-02-27 |
Family
ID=13429304
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7036486A Granted JPS62227052A (ja) | 1986-03-28 | 1986-03-28 | 端子・コネクター用銅基合金の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS62227052A (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH03294461A (ja) * | 1990-04-10 | 1991-12-25 | Tatsuta Electric Wire & Cable Co Ltd | 高力高導電性銅合金細線の製造方法 |
| JP3550233B2 (ja) * | 1995-10-09 | 2004-08-04 | 同和鉱業株式会社 | 高強度高導電性銅基合金の製造法 |
| JP4680765B2 (ja) * | 2005-12-22 | 2011-05-11 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐応力緩和特性に優れた銅合金 |
| KR101227315B1 (ko) | 2007-08-07 | 2013-01-28 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 구리 합금판 |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS58113334A (ja) * | 1981-12-28 | 1983-07-06 | Tamagawa Kikai Kinzoku Kk | 熱間加工性のすぐれたりん青銅 |
| JPS60245754A (ja) * | 1984-05-22 | 1985-12-05 | Nippon Mining Co Ltd | 高力高導電銅合金 |
| JPS62156242A (ja) * | 1985-12-27 | 1987-07-11 | Mitsubishi Electric Corp | 銅基合金 |
-
1986
- 1986-03-28 JP JP7036486A patent/JPS62227052A/ja active Granted
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS58113334A (ja) * | 1981-12-28 | 1983-07-06 | Tamagawa Kikai Kinzoku Kk | 熱間加工性のすぐれたりん青銅 |
| JPS60245754A (ja) * | 1984-05-22 | 1985-12-05 | Nippon Mining Co Ltd | 高力高導電銅合金 |
| JPS62156242A (ja) * | 1985-12-27 | 1987-07-11 | Mitsubishi Electric Corp | 銅基合金 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS62227052A (ja) | 1987-10-06 |
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