JPS6299430A - 端子・コネクタ−用銅基合金およびその製造法 - Google Patents
端子・コネクタ−用銅基合金およびその製造法Info
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- JPS6299430A JPS6299430A JP23982785A JP23982785A JPS6299430A JP S6299430 A JPS6299430 A JP S6299430A JP 23982785 A JP23982785 A JP 23982785A JP 23982785 A JP23982785 A JP 23982785A JP S6299430 A JPS6299430 A JP S6299430A
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Landscapes
- Conductive Materials (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
本発明は、ばね性1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およびその製造法に
関する。
れた端子・コネクター用の銅基合金およびその製造法に
関する。
プラグ側およびソケッ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9弾性
1強度、応力緩和特性、耐食性等の様々の緒特性を兼備
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。 N r + F e + P + S n
およびBをCoに適量含有させた導電材料(リードフレ
ーム材料)が同一出願人に係る特公昭59−39492
号公報に示されている。
コネクター用材料は、その形状や大きさを問わず9弾性
1強度、応力緩和特性、耐食性等の様々の緒特性を兼備
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。 N r + F e + P + S n
およびBをCoに適量含有させた導電材料(リードフレ
ーム材料)が同一出願人に係る特公昭59−39492
号公報に示されている。
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頬性に欠け
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。
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頬性に欠け
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。
特公昭59−39492号公報に記載の材料はリードフ
レーム材料としては優れたものであるが、ばね限界値が
低いので端子・コネクター用には適さない。
レーム材料としては優れたものであるが、ばね限界値が
低いので端子・コネクター用には適さない。
また1強度も端子・コネクター用としては十分ではない
。
。
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3重量%において、Sn;1.0〜2.
0%、 N i ; 0.05〜0.40%、 F
e ; 0.16〜0.40%、PiO,05〜0.1
0%、B蔓0.005〜0.06%。
ー用材料として3重量%において、Sn;1.0〜2.
0%、 N i ; 0.05〜0.40%、 F
e ; 0.16〜0.40%、PiO,05〜0.1
0%、B蔓0.005〜0.06%。
残部がCuおよび不可避的不純物からなる銅基合金を提
供するものである。本発明による銅基合金は、Snの適
量の添加によってばね性を発現させると共に強度を高め
且つFe−N1−P系化合物による析出硬化によって端
子・コネクターにとって好ましい諸特性を発現した点に
基本的な特徴がある。
供するものである。本発明による銅基合金は、Snの適
量の添加によってばね性を発現させると共に強度を高め
且つFe−N1−P系化合物による析出硬化によって端
子・コネクターにとって好ましい諸特性を発現した点に
基本的な特徴がある。
そして、端子・コネクターにとって好ましい諸特性を有
利に発現させるための本発明合金の製造法として、Sn
;1.0〜2.0%、 Ni;0.05〜0.40%
、 F e ; 0.16〜0.40%、 P i
o、o!5〜0.10%、B; 0.005〜0.06
%、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。
利に発現させるための本発明合金の製造法として、Sn
;1.0〜2.0%、 Ni;0.05〜0.40%
、 F e ; 0.16〜0.40%、 P i
o、o!5〜0.10%、B; 0.005〜0.06
%、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
」二のもとで熱間圧延したうえ、該熱延仕上温度から3
00℃以下の温度にまで30℃/分以上の冷却速度で冷
却して熱延板を得る工程。
」二のもとで熱間圧延したうえ、該熱延仕上温度から3
00℃以下の温度にまで30℃/分以上の冷却速度で冷
却して熱延板を得る工程。
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40
0〜600℃の温度で5〜720分間の焼鈍を行う工程
。
冷間圧延を行い、この第一回目の冷間圧延のあとで40
0〜600℃の温度で5〜720分間の焼鈍を行う工程
。
この焼鈍材を、所望板厚にまで冷間圧延によって板厚減
少を行う工程、そして。
少を行う工程、そして。
そして、最終冷間圧延後に300〜750℃の温度で5
〜180秒のテンションアニールを行う工程。
〜180秒のテンショ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。
ものである。
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。
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2.0%を越える
と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1.0〜2.0%の範囲とする。
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2.0%を越える
と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1.0〜2.0%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9本発明合金の特徴
であるFe−N1−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(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。したがって。
よび耐食性を向上させるが、さらに9本発明合金の特徴
であるFe−N1−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(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。したがって。
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NiおよびPと化合物を形成して銅マトリツクス
中に析出し3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。したがって、Fe含有量は
0.16〜0.40%の範囲とする。
によりNiおよびPと化合物を形成して銅マトリツクス
中に析出し3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。したがって、Fe含有量は
0.16〜0.40%の範囲とする。
Pは1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すして、健全なイ
ンゴッ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およびN
fと共にFe−N1−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。
、SnおよびFeの酸化防止作用も供すして、健全なイ
ンゴッ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およびN
fと共にFe−N1−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。
したがって、P含有量は0.05〜0.10%の範囲と
する。
する。
Bは1本発明合金の伸びの改善に寄与する。これは、B
がPと共に本発明合金の溶湯の脱酸効果を高め、銅マト
リツクス中の溶質酸素原子を減少させる結果、加工時の
転位との相互作用を減少させるからであると考えられる
。Bが0.005%未満では脱酸効果が十分ではなく伸
びの改善効果が十分に発揮できない。B含有量を多くす
れば脱酸効果は向上するが、Bの銅マトリツクス中への
固溶限は室温で約0.06%付近であり、この固溶限を
越えるとCuとBとの化合物が形成してがえって加工性
が低下するようになる。この理由がらB含有量は0.0
05〜0.06%の範囲とする。
がPと共に本発明合金の溶湯の脱酸効果を高め、銅マト
リツクス中の溶質酸素原子を減少させる結果、加工時の
転位との相互作用を減少させるからであると考えられる
。Bが0.005%未満では脱酸効果が十分ではなく伸
びの改善効果が十分に発揮できない。B含有量を多くす
れば脱酸効果は向上するが、Bの銅マトリツクス中への
固溶限は室温で約0.06%付近であり、この固溶限を
越えるとCuとBとの化合物が形成してがえって加工性
が低下するようになる。この理由がらB含有量は0.0
05〜0.06%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による固溶強化とFe−N1−P系化合物の
析出硬化との相乗的な効果によって。
としてSnによる固溶強化とFe−N1−P系化合物の
析出硬化との相乗的な効果によって。
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。
つ十分な導電率を具備することができる。
このような緒特性は、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っ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。
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っ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って製造し
、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%以上とじ熱延仕上温度
を700℃以上として実施するのがよい。これによって
、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(すことができる。
、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%以上とじ熱延仕上温度
を700℃以上として実施するのがよい。これによって
、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(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って行う
のがよい。これよって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3
0℃/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−N1−P系化合
物が生ずることになる。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℃以上であっても冷却速度が
30℃/分より遅いと、この間に粗大なF e−N i
−P系化合物が析出する。この段階で析出したFe−N
f−P系化合物は母相と不整合であり、これにょるばね
限界値並びに応力緩和特性の向上は期待できない。した
がって9本発明においてはF e、 N + +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。3
00℃以下の温度においてはF e−N i−P系化合
物の析出は実質上起こらないからである。
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って行う
のがよい。これよって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3
0℃/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−N1−P系化合
物が生ずることになる。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℃以上であっても冷却速度が
30℃/分より遅いと、この間に粗大なF e−N i
−P系化合物が析出する。この段階で析出したFe−N
f−P系化合物は母相と不整合であり、これにょるばね
限界値並びに応力緩和特性の向上は期待できない。した
がって9本発明においてはF e、 N + +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。3
00℃以下の温度においてはF e−N i−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
あるいは酸洗を行ったあと、焼鈍を挟んだ冷間圧延を必
要回数行っ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−N1−P系化合物を均一に析出させる。
あるいは酸洗を行ったあと、焼鈍を挟んだ冷間圧延を必
要回数行っ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−N1−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。
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F e−N i−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。
が均質化せず、引続く焼鈍においてF e−N i−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。
析出するF e−N i−P系化合物が凝集粗大化し、
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F e−N i−P
系化合物を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 ’Cの温度で行い、
焼鈍時間は5〜720分の範囲で行えばよい。
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F e−N i−P
系化合物を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 ’C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Fe−N1−P系化合物の形成
が十分でなく、またこの焼鈍による伸びの回復が不十分
となる。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。
が十分でなく、またこの焼鈍による伸びの回復が不十分
となる。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
ことによって、Fe−N1−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挾んでもよい
。
ことによって、Fe−N1−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挾んでもよい
。
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 ’Cの温度で5〜180秒のテンショ
ンアニール処理を実施する。このテンションアニールに
よっ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
ショ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、1
50′c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、テンションアニールの処理温度は300〜7
50’c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。
300〜750 ’Cの温度で5〜180秒のテンショ
ンアニール処理を実施する。このテンションアニールに
よっ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
ショ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、1
50′c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、テンションアニールの処理温度は300〜7
50’c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%)を示す陽1〜10の
銅基合金を高周波真空溶解炉を用いて溶製し、 40m
m X 40mm X 140m川の鋳塊に鋳造した。
銅基合金を高周波真空溶解炉を用いて溶製し、 40m
m X 40mm X 140m川の鋳塊に鋳造した。
この鋳塊を40mm X 40mm X 20mmの大
きさに切断し、この鋳片を850℃で均熱したあと、厚
さ5Iまで熱間圧延を行い、750℃の温度から水中に
冷却した。
きさに切断し、この鋳片を850℃で均熱したあと、厚
さ5I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って厚さ1.
0mmまで冷延し1次いで550”CX60分間の焼鈍
を行った。そして、圧下率50%で冷間圧延し。
0mmまで冷延し1次いで550”CX60分間の焼鈍
を行った。そして、圧下率50%で冷間圧延し。
厚さ0.51の冷延板を得た。得られた冷延板を1゜k
gf/mm”の張力を付加しながら、 400”CX2
0秒間のテンショ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。なお表中の隘11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。
gf/mm”の張力を付加しながら、 400”CX2
0秒間のテンショ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。なお表中の隘11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。
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−11−0505に、そしてばね限界
値の測定はJIS−H−3130に従った。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%となったときの温度である。90’
W曲げ加工試験はCBS−MOOO2−6の規定に従っ
た。すすb チ、 R=0.2mm (7)冶具テ9o
″W曲げ加工したときの中央部山表面の状況を調べ1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○と評価した。
率の測定はJIS−11−0505に、そしてばね限界
値の測定はJIS−H−3130に従った。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%となったときの温度である。90’
W曲げ加工試験はCBS−MOOO2−6の規定に従っ
た。すすb チ、 R=0.2mm (7)冶具テ9o
″W曲げ加工したときの中央部山表面の状況を調べ1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○と評価した。
なお、第1図には、第1表の階1〜N11L8の合金に
ついて、Sn含有量と引張強さ、伸び、導電率およびば
ね限界値との関係を整理して示した。
ついて、Sn含有量と引張強さ、伸び、導電率およびば
ね限界値との関係を整理して示した。
また、第1表の本発明合金隘5と比較合金隘11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。
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(χ)= ((Ll〜L2)/ (Ll
t、o) ) x to。
t、o) ) x to。
ただし、Ll;冶具の長さくmm)
L2;開始時の試料長さくmm)
Loi処理後の試料端間の水平距離(mm)である。
第2表
第1表の結果から次のことが明らかである。
本発明による隘1〜隘5の合金は、いずれも引張強さ5
0kgf/mm”以上、ばね限界値45kgf/mm”
以上、導電率33%以上を示し1曲げ加工性に優れ且つ
軟化温度も440℃以上である。したがって、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。
0kgf/mm”以上、ばね限界値45kgf/mm”
以上、導電率33%以上を示し1曲げ加工性に優れ且つ
軟化温度も440℃以上である。したがって、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階6お
よび階7の比較合金、並びにSnとFeが少ない階9の
比較合金はいずれも強度おばね限界値が低い。また、F
eが本発明で規定するより多いIklOの比較合金は曲
げ加工性が劣っている。
よび階7の比較合金、並びにSnとFeが少ない階9の
比較合金はいずれも強度おばね限界値が低い。また、F
eが本発明で規定するより多いIklOの比較合金は曲
げ加工性が劣っている。
Sn量を本発明で規定するより多く含有させた隘8の比
較合金は導電率が低くなるが端子・コネクターとしての
特性上は問題ない。しかし熱間加工性が悪いという欠点
がある。
較合金は導電率が低くなるが端子・コネクターとしての
特性上は問題ない。しかし熱間加工性が悪いという欠点
がある。
第2表の結果からは1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。
・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。
また、第1図に見られるように1本発明合金においてS
n量が増加すると強度、ばね限界値並びに硬度が向上す
ることがわかる。
n量が増加すると強度、ばね限界値並びに硬度が向上す
ることがわかる。
第1図は本発明合金における強度、ばね限界値。
硬度、導電率、伸びとSn含有量との関係を示した図で
ある。
ある。
Claims (2)
- (1)重量%において、Sn:1.0〜2.0%、Ni
:0.05〜0.40%、Fe:0.16〜0.40%
、P:0.05〜0.10%、B:0.005〜0.0
6%、残部がCuおよび不可避的不純物からなる端子・
コネクター用銅基合金。 - (2)重量%において、Sn:1.0〜2.0%、Ni
:0.05〜0.40%、Fe:0.16〜0.40%
、P:0.05〜0.10%、B:0.005〜0.0
6%、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30
0℃以下の温度にまで30℃/分以上の冷却速度で冷却
して熱延板を得る工程、 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400〜6
00℃の温度で5〜720分間の焼鈍を行う工程、 この焼鈍材を、所望板厚にまで冷間圧延によって板厚減
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
秒のテンショ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。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP23982785A JPS6299430A (ja) | 1985-10-26 | 1985-10-26 | 端子・コネクタ−用銅基合金およびその製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP23982785A JPS6299430A (ja) | 1985-10-26 | 1985-10-26 | 端子・コネクタ−用銅基合金およびその製造法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS6299430A true JPS6299430A (ja) | 1987-05-08 |
JPH0418016B2 JPH0418016B2 (ja) | 1992-03-26 |
Family
ID=17050440
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP23982785A Granted JPS6299430A (ja) | 1985-10-26 | 1985-10-26 | 端子・コネクタ−用銅基合金およびその製造法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS6299430A (ja) |
Cited By (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH01139736A (ja) * | 1987-11-25 | 1989-06-01 | Yazaki Corp | 銅合金 |
JPH03140444A (ja) * | 1989-10-27 | 1991-06-14 | Ngk Insulators Ltd | ベリリウム銅合金部材の製造法 |
US5814168A (en) * | 1995-10-06 | 1998-09-29 | Dowa Mining Co., Ltd. | Process for producing high-strength, high-electroconductivity copper-base alloys |
WO2008010378A1 (en) * | 2006-07-21 | 2008-01-24 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Copper alloy sheets for electrical/electronic part |
WO2009019990A1 (ja) * | 2007-08-07 | 2009-02-12 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | 銅合金板 |
CN104046836A (zh) * | 2005-12-22 | 2014-09-17 | 株式会社神户制钢所 | 具有优异应力松弛性的铜合金 |
Citations (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
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-
1985
- 1985-10-26 JP JP23982785A patent/JPS6299430A/ja active Granted
Patent Citations (3)
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CN104046836B (zh) * | 2005-12-22 | 2016-07-27 | 株式会社神户制钢所 | 具有优异应力松弛性的铜合金 |
WO2008010378A1 (en) * | 2006-07-21 | 2008-01-24 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Copper alloy sheets for electrical/electronic part |
US9644250B2 (en) | 2006-07-21 | 2017-05-09 | Kobe Steel, Ltd. | Copper alloy sheet for electric and electronic part |
US9631260B2 (en) | 2006-07-21 | 2017-04-25 | Kobe Steel, Ltd. | Copper alloy sheets for electrical/electronic part |
WO2009019990A1 (ja) * | 2007-08-07 | 2009-02-12 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | 銅合金板 |
EP2695956A3 (en) * | 2007-08-07 | 2014-06-18 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Copper alloy sheet |
EP2184371A4 (en) * | 2007-08-07 | 2013-05-01 | Kobe Steel Ltd | COPPER ALLOY SHEET |
KR101227315B1 (ko) | 2007-08-07 | 2013-01-28 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 구리 합금판 |
EP2184371A1 (en) * | 2007-08-07 | 2010-05-12 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Copper alloy sheet |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH0418016B2 (ja) | 1992-03-26 |
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