JPS63266053A - 高力銅基合金の製造法 - Google Patents
高力銅基合金の製造法Info
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- JPS63266053A JPS63266053A JP10140587A JP10140587A JPS63266053A JP S63266053 A JPS63266053 A JP S63266053A JP 10140587 A JP10140587 A JP 10140587A JP 10140587 A JP10140587 A JP 10140587A JP S63266053 A JPS63266053 A JP S63266053A
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Landscapes
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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〕
本発明は電子・電気tIi器、特に電子部品のリード材
、スイッチ・端子・コネクター等の配器材やばね材とし
て多く用いることができる高い強度と優れたメッキ性・
半田接合強度・耐食性・耐熱性等をもつ高力鋼合金の製
造法に関するものである。
、スイッチ・端子・コネクター等の配器材やばね材とし
て多く用いることができる高い強度と優れたメッキ性・
半田接合強度・耐食性・耐熱性等をもつ高力鋼合金の製
造法に関するものである。
(従来の技術および発明が解決すべき問題点)電子別器
部品、例えばトランジスタ、IC。
部品、例えばトランジスタ、IC。
LSI、VLSI、ダイオード等の半導体のリードフレ
ーム材、ヒートシンク材、電子部品のリード材、コネク
ター・スイッチ・リレー等の構成部品のばね材及び各種
端子材には多くの銅合金が利用されている。近年さらに
電子機器部品の小型化、高性能化、高密度化に伴ってよ
り高性能の合金が求められるようになり、特に最先端に
ある半導体は高集積化が目覚しく、これに用いられるリ
ート材には高い強度が要求されている。
ーム材、ヒートシンク材、電子部品のリード材、コネク
ター・スイッチ・リレー等の構成部品のばね材及び各種
端子材には多くの銅合金が利用されている。近年さらに
電子機器部品の小型化、高性能化、高密度化に伴ってよ
り高性能の合金が求められるようになり、特に最先端に
ある半導体は高集積化が目覚しく、これに用いられるリ
ート材には高い強度が要求されている。
このにうな強度の優れた銅合金の代表的なものとしては
従来cu−sn−p系、Cu’−Ni−sn系及びCu
−Zn−Pb系合金等がおルが、これらの合金は製造工
程中に熱間加工が不可欠であるために、さらに加えて熱
間加工性が乏しいために次のような問題が発生しており
品質の低下とコストの上昇を招いている。
従来cu−sn−p系、Cu’−Ni−sn系及びCu
−Zn−Pb系合金等がおルが、これらの合金は製造工
程中に熱間加工が不可欠であるために、さらに加えて熱
間加工性が乏しいために次のような問題が発生しており
品質の低下とコストの上昇を招いている。
(1)熱間圧延時及び熱間加工時に大気中での高温加熱
により材料表面に多層、多聞の酸化スケールが発生し、
これを除去するために多大なω1削が必要であり、材料
歩留りが低下すると共に添加元素の内部酸化や圧延時の
酸化スケールの巻き込み等により内部欠陥を生じ、半田
イ」け性ヤメツキ密看性が低下する。
により材料表面に多層、多聞の酸化スケールが発生し、
これを除去するために多大なω1削が必要であり、材料
歩留りが低下すると共に添加元素の内部酸化や圧延時の
酸化スケールの巻き込み等により内部欠陥を生じ、半田
イ」け性ヤメツキ密看性が低下する。
(2)大気加熱による再熱割れ及び熱間hl工時の割れ
が生じ、かつこれらの割れにより歩留りが低下し、従っ
て生産コストが増加する。
が生じ、かつこれらの割れにより歩留りが低下し、従っ
て生産コストが増加する。
(3)熱間加工時に材料を高温に加熱するため多量のエ
ネルキーを必要とし、かつそれに伴ない大きな設備投資
を必要とし生産コス1へか増加する。
ネルキーを必要とし、かつそれに伴ない大きな設備投資
を必要とし生産コス1へか増加する。
本発明はこれに鑑み種々検討の結果、熱間加工工程を廃
止することにより上記問題点を解消した高力銅基台金の
製造法を開発したもので、Feo、1〜5.0 wt%
を含み、さらに1.3wt%以下のSnとそれぞれ2.
5 w’t%以下のNi、Zn。
止することにより上記問題点を解消した高力銅基台金の
製造法を開発したもので、Feo、1〜5.0 wt%
を含み、さらに1.3wt%以下のSnとそれぞれ2.
5 w’t%以下のNi、Zn。
vn、co、 Ai、s i とそレソho、 5 w
t% 以下のM9.AS、Ca、V、Y、希土類元素。
t% 以下のM9.AS、Ca、V、Y、希土類元素。
In、Pb、Sb、Bi、T’e、△9.Au。
P、B、Ga、Zr、Geの1種又は2種以−Fを合計
で5.0 wt%以下を含み、残部Cuと不可避的不純
物から成る銅合金を連続鋳造し、該鋳塊の表面を研削し
た後、20〜95%の加工率で冷間加工を行ない、しか
る後非酸化性雰囲気中にて300〜900℃で5秒〜2
4時間加熱して0.01〜b 表面を溶解又は研削により清浄化し、5〜90%の加工
率で冷間加工を行ない、しかる後非酸化性雰囲気中にて
200〜650℃で5秒〜24時間加熱する工程を1回
以上繰り返して行なうことを特徴とするものである。
で5.0 wt%以下を含み、残部Cuと不可避的不純
物から成る銅合金を連続鋳造し、該鋳塊の表面を研削し
た後、20〜95%の加工率で冷間加工を行ない、しか
る後非酸化性雰囲気中にて300〜900℃で5秒〜2
4時間加熱して0.01〜b 表面を溶解又は研削により清浄化し、5〜90%の加工
率で冷間加工を行ない、しかる後非酸化性雰囲気中にて
200〜650℃で5秒〜24時間加熱する工程を1回
以上繰り返して行なうことを特徴とするものである。
本発明において合金組成を上記の如く限定したのは次の
理由による。
理由による。
FCの含有量を0.1〜5.0wt%と限定したのは、
Feの含有量が0.1wt%未満では所望の強度か得ら
れないからであり、Feの含有量が5.0 wt%を超
える場合は高い強度は得られるが冷間加工性や曲げ成型
性の低下が大ぎく半田付(プ性やメッキ密着性も低下す
るからでおる。
Feの含有量が0.1wt%未満では所望の強度か得ら
れないからであり、Feの含有量が5.0 wt%を超
える場合は高い強度は得られるが冷間加工性や曲げ成型
性の低下が大ぎく半田付(プ性やメッキ密着性も低下す
るからでおる。
さらにSn、N i、Zn、Mn、Co、A1゜S i
、Mg、AS、Ca、V、Y、希土類元素。
、Mg、AS、Ca、V、Y、希土類元素。
In、pb、sb、B i、Te、A9.ALJ。
P、B、Ga、Zr、Ge (以下これらを副成分と記
す)において、1.3wt%以下のSnとそれぞれ2.
5 wt%以下のN i、Zn、Mn、Co。
す)において、1.3wt%以下のSnとそれぞれ2.
5 wt%以下のN i、Zn、Mn、Co。
A、C,S;とそれぞれ0.5wt%以下のMtjj。
AS、 Ca、V、Y、希土類元素、In、Pb。
Sb、B i、Te、A!7.Au、P、[3,Ga。
7r、Qeの1種又は2種以上を合S1で5.0wt%
以下と限定したのは、これらを添加することにより電子
部品として良好な強度、半田付は性、メッキ密着性及び
優れた鋳造性を有するからであり、添加量が合計で5.
0wt%を超えると鋳造性、半田付は性及びメッキ密着
性が劣るからである。
以下と限定したのは、これらを添加することにより電子
部品として良好な強度、半田付は性、メッキ密着性及び
優れた鋳造性を有するからであり、添加量が合計で5.
0wt%を超えると鋳造性、半田付は性及びメッキ密着
性が劣るからである。
次に上記組成の合金を連続鋳造後表面研削するのは、鋳
造時の欠陥や偏析を除去するためであり、機械的あるい
は化学的な方法で表層を研削すれば良い。その後の冷間
加■の加工率を20〜95%と限定したのは20%未満
では後工程の熱処理時に再結晶を起こさせるのに不十分
であり、95%を超えると材#1組織の不均一性を招く
ためである。
造時の欠陥や偏析を除去するためであり、機械的あるい
は化学的な方法で表層を研削すれば良い。その後の冷間
加■の加工率を20〜95%と限定したのは20%未満
では後工程の熱処理時に再結晶を起こさせるのに不十分
であり、95%を超えると材#1組織の不均一性を招く
ためである。
引き続いての熱処理で加熱温度を300〜900°Cと
限定したのは300°C未満では材料の再結晶が不十分
であり、900℃を超えると粗大な結晶粒を生じ特性を
劣化するからである。さらに加熱時間を5秒〜24時間
と限定したのは5秒未満では再結晶を伴なう焼鈍の効果
がなく、24時間を超える熱処理は生産性を低下さけコ
スト高の要因となるからである。その後の冷却速度を0
、01〜b 満では冷却終了までの時間が長く、生産性が低下するか
らであり、500℃/秒を超えると冷却に伴なう材料内
部の温度差のため材料変形が生じるからである。また以
上の熱処理を非酸化性雰囲気で行なうのは材料の表面及
び内部の酸化を防雨するためである。
限定したのは300°C未満では材料の再結晶が不十分
であり、900℃を超えると粗大な結晶粒を生じ特性を
劣化するからである。さらに加熱時間を5秒〜24時間
と限定したのは5秒未満では再結晶を伴なう焼鈍の効果
がなく、24時間を超える熱処理は生産性を低下さけコ
スト高の要因となるからである。その後の冷却速度を0
、01〜b 満では冷却終了までの時間が長く、生産性が低下するか
らであり、500℃/秒を超えると冷却に伴なう材料内
部の温度差のため材料変形が生じるからである。また以
上の熱処理を非酸化性雰囲気で行なうのは材料の表面及
び内部の酸化を防雨するためである。
次に表面を溶解又は研削により清浄化するのは製造工程
中の材料の酸化ヤ冷間圧延時の圧延油の付着に伴なう熱
処理時の変色をそのまま放置して製品とすると半田付は
性やメッキ密着性に著しい低下を引き起こして信頼性を
大きく損なうのでこれらを防ぐためでり、酸やパフ等を
用い0.1〜5μm程度表面層を除去するのが望ましく
、5μmを超えると表面が荒れることにより半田付は性
及びメッキ密着性が低下してしまう。
中の材料の酸化ヤ冷間圧延時の圧延油の付着に伴なう熱
処理時の変色をそのまま放置して製品とすると半田付は
性やメッキ密着性に著しい低下を引き起こして信頼性を
大きく損なうのでこれらを防ぐためでり、酸やパフ等を
用い0.1〜5μm程度表面層を除去するのが望ましく
、5μmを超えると表面が荒れることにより半田付は性
及びメッキ密着性が低下してしまう。
その後の施す冷間加工を5〜90%と限定したのは5%
未満では材料の平坦度ヤ面粗度が劣り、強度も小さいか
らであり、90%を超えると材料組織の不均一性を招く
からである。さらに引き続いての熱処理が仕上げ加工後
の最終焼鈍である場合は該熱処理は材料の調質と内部歪
の除去のために行なうものであり、使方中間焼鈍である
場合は該熱処理は以後に続く加工を容易にするためのも
のであり、それぞれの加熱温度を200〜650℃、加
熱時間を5秒〜2404間と限定したのは、これら範囲
外では所期の目的を達けられないからである。なお最終
焼鈍の場合は再結晶温度以下、即ち200〜560℃で
5秒〜241)間の処理が望ましく、中間焼鈍の場合は
再結晶温度以上即ち400〜650℃で10秒〜24時
間の処理が望ましい。さらに上記熱処理を非酸化性雰囲
気中で行なう理由は材料の表面及び内部酸化を抑制する
ためである。
未満では材料の平坦度ヤ面粗度が劣り、強度も小さいか
らであり、90%を超えると材料組織の不均一性を招く
からである。さらに引き続いての熱処理が仕上げ加工後
の最終焼鈍である場合は該熱処理は材料の調質と内部歪
の除去のために行なうものであり、使方中間焼鈍である
場合は該熱処理は以後に続く加工を容易にするためのも
のであり、それぞれの加熱温度を200〜650℃、加
熱時間を5秒〜2404間と限定したのは、これら範囲
外では所期の目的を達けられないからである。なお最終
焼鈍の場合は再結晶温度以下、即ち200〜560℃で
5秒〜241)間の処理が望ましく、中間焼鈍の場合は
再結晶温度以上即ち400〜650℃で10秒〜24時
間の処理が望ましい。さらに上記熱処理を非酸化性雰囲
気中で行なう理由は材料の表面及び内部酸化を抑制する
ためである。
また上記表面清浄とそれに続く冷間加工及び熱処理を適
宜繰り返して行なう事により平滑で表面欠陥のない表面
性の優れた高強度かつ伸びの良好な材料を1qることか
できる。
宜繰り返して行なう事により平滑で表面欠陥のない表面
性の優れた高強度かつ伸びの良好な材料を1qることか
できる。
なお最終的に歪取りと形状矯正のためテンションレベラ
ー又はテンションアニール等を行なうことにより所望の
特性に調整することができる。
ー又はテンションアニール等を行なうことにより所望の
特性に調整することができる。
[実施例]
次に本発明の実施例について説明する。
第1表に示す組成の合金をそれぞれ溶解し水平連続鋳造
により厚さ10mの鋳塊を19、片面0.5#づつ研削
して冷間圧延により厚さ1.5#とじた後、非酸化性雰
囲気中で600℃の温度で2時間保持し、0.03°C
/秒の冷却速度で冷却した。その後、表面を清浄化し、
0.42#の厚さまで冷間圧延を行なった後非酸化性雰
囲気中にて520℃で1時間保持して中間焼鈍を施し、
0.03℃/秒の冷却速度で冷却し、再び表面清浄化を
行ない冷間圧延により厚さを0.25#とじた後、非酸
化性雰囲気中にて300℃で2時間保持して仕上焼鈍を
施し、0.05℃/秒の冷却速度で冷却した。このよう
な本発明による供試材についてそれぞれ引張強さ、伸び
9曲げ成型性、半田接合強度、メッキ密着性を調査し、
その結果を第1表に併記した。
により厚さ10mの鋳塊を19、片面0.5#づつ研削
して冷間圧延により厚さ1.5#とじた後、非酸化性雰
囲気中で600℃の温度で2時間保持し、0.03°C
/秒の冷却速度で冷却した。その後、表面を清浄化し、
0.42#の厚さまで冷間圧延を行なった後非酸化性雰
囲気中にて520℃で1時間保持して中間焼鈍を施し、
0.03℃/秒の冷却速度で冷却し、再び表面清浄化を
行ない冷間圧延により厚さを0.25#とじた後、非酸
化性雰囲気中にて300℃で2時間保持して仕上焼鈍を
施し、0.05℃/秒の冷却速度で冷却した。このよう
な本発明による供試材についてそれぞれ引張強さ、伸び
9曲げ成型性、半田接合強度、メッキ密着性を調査し、
その結果を第1表に併記した。
なお曲げ成型性は先端半径(R)の異なる90゜ダイス
の先端折り曲げ軸を供試材の圧延方向と平行に合わせて
供試材を折り曲げ、マイクロクラックの発生の有無を調
べて板厚(1)との比R/lで表わし、半田接合強度は
供試材の直径12Mの部分に引張り用リード線を共晶半
田付けした後、150℃で600時間保持してから引張
り試験を行ないその強度で表わし、さらにメッキ密着性
は供試材をホウフッ化物浴を用いて5n−5%pb合金
を7.5μmの厚さにメッキした後105°Cで200
0時間保持し、その後180°に折り曲げ、折り曲げ部
のメッキ層の剥離のイj無を検鏡した。
の先端折り曲げ軸を供試材の圧延方向と平行に合わせて
供試材を折り曲げ、マイクロクラックの発生の有無を調
べて板厚(1)との比R/lで表わし、半田接合強度は
供試材の直径12Mの部分に引張り用リード線を共晶半
田付けした後、150℃で600時間保持してから引張
り試験を行ないその強度で表わし、さらにメッキ密着性
は供試材をホウフッ化物浴を用いて5n−5%pb合金
を7.5μmの厚さにメッキした後105°Cで200
0時間保持し、その後180°に折り曲げ、折り曲げ部
のメッキ層の剥離のイj無を検鏡した。
次に第1表のNα5の組成の合金を溶解し、水平連続鋳
造して厚ざ10#の鋳塊を1ワ、該鋳塊を片面O,SS
づつ研削し、冷間圧延により厚さ1.5 mとした後、
非酸化性雰囲気中にて第2表に示す条件でそれぞれ熱処
理を施し、その後表面を清浄化して冷間圧延にて厚さ0
.42mとし非酸化性雰囲気中にて520℃で1時間保
持して中間焼鈍を施し、0.03℃/秒の冷却速度で冷
却し再び表面を清浄化して冷間圧延にて厚さ0.25r
Miとし、非酸化性雰囲気中にて300℃で2時間保持
して仕上焼鈍を施し、0.05℃/秒の冷却速度で冷却
して供試材とし、それぞれ引張り強さ。
造して厚ざ10#の鋳塊を1ワ、該鋳塊を片面O,SS
づつ研削し、冷間圧延により厚さ1.5 mとした後、
非酸化性雰囲気中にて第2表に示す条件でそれぞれ熱処
理を施し、その後表面を清浄化して冷間圧延にて厚さ0
.42mとし非酸化性雰囲気中にて520℃で1時間保
持して中間焼鈍を施し、0.03℃/秒の冷却速度で冷
却し再び表面を清浄化して冷間圧延にて厚さ0.25r
Miとし、非酸化性雰囲気中にて300℃で2時間保持
して仕上焼鈍を施し、0.05℃/秒の冷却速度で冷却
して供試材とし、それぞれ引張り強さ。
伸び1曲げ成型性、半田接合強度、メッキ密看性を調査
してその結果を第2表に併記した。
してその結果を第2表に併記した。
次に第1表のNo、 5の組成の合金を溶解し、水平連
続鋳造して厚さ10Mの鋳塊を得、該鋳塊を片面0.5
履づつ研削し、冷間圧延により厚さ1.5#とじた後、
非酸化性雰囲気中にて600℃で50)間保持し、0.
02℃/秒の冷却速度で冷却し表面を清浄化し、その後
第3表に示す条件で冷間圧延を施したものを中間焼鈍を
せずに非酸化性雰囲気中にて300℃で2時間保持して
仕上焼鈍をし、0.05°C/秒の冷却速度で冷却して
供試材とし、それぞれ引張り強さ、伸び1曲げ成型性、
半田接合強度及びメッキ密着性を調査してその結果を第
3表に併記した。
続鋳造して厚さ10Mの鋳塊を得、該鋳塊を片面0.5
履づつ研削し、冷間圧延により厚さ1.5#とじた後、
非酸化性雰囲気中にて600℃で50)間保持し、0.
02℃/秒の冷却速度で冷却し表面を清浄化し、その後
第3表に示す条件で冷間圧延を施したものを中間焼鈍を
せずに非酸化性雰囲気中にて300℃で2時間保持して
仕上焼鈍をし、0.05°C/秒の冷却速度で冷却して
供試材とし、それぞれ引張り強さ、伸び1曲げ成型性、
半田接合強度及びメッキ密着性を調査してその結果を第
3表に併記した。
さらに第1表のNα5及びNα7の組成の合金を溶解し
、水平連続鋳造により厚さ10Mの鋳塊を1q、該鋳塊
を片面0,5#づつ研削し、冷間圧延により〃さ1.5
mとしだ後非酸化性雰囲気中にて600℃で2時間保持
し、0.03℃/秒の冷却速度で冷却し表面を清浄化し
、その後冷間圧延して厚′;:50.42.とじ非酸化
性雰囲気中にて520℃で1時間保持して中間焼鈍を施
し、0.03℃/秒の冷却速度で冷却し、しかる後再び
表面を清浄化し冷間圧延を行なって0.25mの厚さと
し、第4表に示す条件にて仕上焼鈍を施して供試材とし
、ぞれぞれ引張強さ、伸び1曲げ成型性、半田接合強度
及びメッキ密着性を調査してその結果を第4表に併記す
る。
、水平連続鋳造により厚さ10Mの鋳塊を1q、該鋳塊
を片面0,5#づつ研削し、冷間圧延により〃さ1.5
mとしだ後非酸化性雰囲気中にて600℃で2時間保持
し、0.03℃/秒の冷却速度で冷却し表面を清浄化し
、その後冷間圧延して厚′;:50.42.とじ非酸化
性雰囲気中にて520℃で1時間保持して中間焼鈍を施
し、0.03℃/秒の冷却速度で冷却し、しかる後再び
表面を清浄化し冷間圧延を行なって0.25mの厚さと
し、第4表に示す条件にて仕上焼鈍を施して供試材とし
、ぞれぞれ引張強さ、伸び1曲げ成型性、半田接合強度
及びメッキ密着性を調査してその結果を第4表に併記す
る。
第1表〜第4表から明らかなように本発明法によるもの
はいずれも引張り強さにおいては49.6Kyf/−以
上、伸びは10.3%以上及び半田接合強度は0.80
KFl f /−以上あり、また曲げ成型性はいずれも
1.2以下であり、さらにメッキ層の剥離は皆無であっ
た。これに対し本発明製造法よりはずれる比較法による
ものは少なくと−し1つの特性について本発明法よりも
劣化している。即ち比較法Nα15及びNo、17は引
張り強さ以外の特性はすべて劣っており、また比較法N
α16゜N022及びN028は伸び及び曲げ成型性に
ついて劣り、比較法N023は引張り強さが小さく、さ
らに比較法No、 29は引張り強さ及びメッキ密る性
が低下している。
はいずれも引張り強さにおいては49.6Kyf/−以
上、伸びは10.3%以上及び半田接合強度は0.80
KFl f /−以上あり、また曲げ成型性はいずれも
1.2以下であり、さらにメッキ層の剥離は皆無であっ
た。これに対し本発明製造法よりはずれる比較法による
ものは少なくと−し1つの特性について本発明法よりも
劣化している。即ち比較法Nα15及びNo、17は引
張り強さ以外の特性はすべて劣っており、また比較法N
α16゜N022及びN028は伸び及び曲げ成型性に
ついて劣り、比較法N023は引張り強さが小さく、さ
らに比較法No、 29は引張り強さ及びメッキ密る性
が低下している。
(発明の効果)
このように本発明によれば電子機器部品のリードフレー
ム材、ヒートシンク材、電子部品のリード材や構成部品
のばね材及び各種端子材に利用する合金の製造において
熱間加工工程を廃止することによりコストを低減でき、
高強度と優れた加工性、半田性、メッキ性が1qられる
等工業上顕著な効果を秦づるものである。
ム材、ヒートシンク材、電子部品のリード材や構成部品
のばね材及び各種端子材に利用する合金の製造において
熱間加工工程を廃止することによりコストを低減でき、
高強度と優れた加工性、半田性、メッキ性が1qられる
等工業上顕著な効果を秦づるものである。
Claims (1)
- Fe0.1〜5.0wt%を含み、さらに1.3wt%
以下のSnとそれぞれ2.5wt%以下のNi、Zn、
Mn、Co、Al、Siとそれぞれ0.5wt%以下の
Mg、As、Ca、V、Y、希土類元素、In、Pb、
Sb、Bi、Te、Ag、Au、P、B、Ga、Zr、
Geの1種又は2種以上を合計で5.0wt%以下を含
み、残部Cuと不可避的不純物から成る銅合金を連続鋳
造し、該鋳塊の表面を研削した後、20〜95%の加工
率で冷間加工を行ない、しかる後非酸化性雰囲気中にて
300〜900℃で5秒〜24時間加熱して0.01〜
500℃/秒の冷却速度で冷却を行なう工程の後、表面
を溶解又は研削により清浄化し、5〜90%の加工率で
冷間加工を行ない、しかる後非酸化性雰囲気中にて20
0〜650℃で5秒〜24時間加熱する工程を1回以上
繰り返して行なうことを特徴とする高力銅基合金の製造
法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP10140587A JPS63266053A (ja) | 1987-04-24 | 1987-04-24 | 高力銅基合金の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP10140587A JPS63266053A (ja) | 1987-04-24 | 1987-04-24 | 高力銅基合金の製造法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS63266053A true JPS63266053A (ja) | 1988-11-02 |
Family
ID=14299812
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP10140587A Pending JPS63266053A (ja) | 1987-04-24 | 1987-04-24 | 高力銅基合金の製造法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS63266053A (ja) |
Cited By (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US5330712A (en) * | 1993-04-22 | 1994-07-19 | Federalloy, Inc. | Copper-bismuth alloys |
US5624506A (en) * | 1993-09-30 | 1997-04-29 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Copper alloy for use in electrical and electronic parts |
US5942056A (en) * | 1993-04-22 | 1999-08-24 | Federalloy, Inc. | Plumbing fixtures and fittings employing copper-bismuth casting alloys |
JP2007031795A (ja) * | 2005-07-28 | 2007-02-08 | Dowa Holdings Co Ltd | Cu−Ni−Sn−P系銅合金 |
CN100425717C (zh) * | 2006-08-16 | 2008-10-15 | 苏州有色金属加工研究院 | 引线框架用铜合金及其制造方法 |
CN105586505A (zh) * | 2016-01-20 | 2016-05-18 | 广西丛欣实业有限公司 | 高强度黄铜合金 |
CN110512112A (zh) * | 2018-05-21 | 2019-11-29 | 中科院微电子研究所昆山分所 | 一种铜合金及其制备方法和天线材料 |
Citations (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5655540A (en) * | 1979-10-09 | 1981-05-16 | Tokyo Tokushu Kinzoku Kk | Low-tin phosphor bronze for spring and its manufacture |
JPS6033328A (ja) * | 1983-08-02 | 1985-02-20 | Dowa Mining Co Ltd | リ−ドフレ−ム用銅基合金およびその製造法 |
JPS61143566A (ja) * | 1984-12-13 | 1986-07-01 | Nippon Mining Co Ltd | 高力高導電性銅基合金の製造方法 |
-
1987
- 1987-04-24 JP JP10140587A patent/JPS63266053A/ja active Pending
Patent Citations (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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US5487867A (en) * | 1993-04-22 | 1996-01-30 | Federalloy, Inc. | Copper-bismuth casting alloys |
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