KR20030057561A - High strength copper alloy excellent in bendability and method for producing the same and terminal and connector using the same - Google Patents
High strength copper alloy excellent in bendability and method for producing the same and terminal and connector using the same Download PDFInfo
- Publication number
- KR20030057561A KR20030057561A KR10-2003-7007183A KR20037007183A KR20030057561A KR 20030057561 A KR20030057561 A KR 20030057561A KR 20037007183 A KR20037007183 A KR 20037007183A KR 20030057561 A KR20030057561 A KR 20030057561A
- Authority
- KR
- South Korea
- Prior art keywords
- copper alloy
- grain size
- workability
- less
- mgs
- Prior art date
Links
- 229910000881 Cu alloy Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 101
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 28
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims abstract description 81
- 238000005452 bending Methods 0.000 claims abstract description 68
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 claims abstract description 47
- OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N Phosphorus Chemical compound [P] OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 37
- 229910000906 Bronze Inorganic materials 0.000 claims abstract description 34
- 239000010974 bronze Substances 0.000 claims abstract description 33
- KUNSUQLRTQLHQQ-UHFFFAOYSA-N copper tin Chemical compound [Cu].[Sn] KUNSUQLRTQLHQQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 33
- 239000013078 crystal Substances 0.000 claims abstract description 31
- 239000000463 material Substances 0.000 claims abstract description 30
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims abstract description 24
- 239000002245 particle Substances 0.000 claims abstract description 11
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 17
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 claims description 12
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 11
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims description 11
- 239000010949 copper Substances 0.000 claims description 10
- 229910052749 magnesium Inorganic materials 0.000 claims description 10
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims description 10
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 229910052725 zinc Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 229910052790 beryllium Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 229910052791 calcium Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 8
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 229910052709 silver Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 229910052727 yttrium Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 229910052738 indium Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 238000005275 alloying Methods 0.000 claims description 3
- 230000000694 effects Effects 0.000 abstract description 24
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 abstract description 19
- 239000002131 composite material Substances 0.000 abstract description 2
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 29
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 14
- 238000005482 strain hardening Methods 0.000 description 14
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N iron Substances [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 10
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N nickel Substances [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 10
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 9
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 8
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 8
- 239000011777 magnesium Substances 0.000 description 8
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 7
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 7
- 238000000034 method Methods 0.000 description 7
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 7
- 239000011651 chromium Substances 0.000 description 6
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 6
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 6
- 239000010936 titanium Substances 0.000 description 6
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 5
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 5
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 4
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 4
- 239000012467 final product Substances 0.000 description 3
- 238000007747 plating Methods 0.000 description 3
- 230000037303 wrinkles Effects 0.000 description 3
- 239000011701 zinc Substances 0.000 description 3
- 229910001369 Brass Inorganic materials 0.000 description 2
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910009038 Sn—P Inorganic materials 0.000 description 2
- DMFGNRRURHSENX-UHFFFAOYSA-N beryllium copper Chemical compound [Be].[Cu] DMFGNRRURHSENX-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 230000033228 biological regulation Effects 0.000 description 2
- 230000005540 biological transmission Effects 0.000 description 2
- 239000010951 brass Substances 0.000 description 2
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000005520 cutting process Methods 0.000 description 2
- 230000002542 deteriorative effect Effects 0.000 description 2
- 229910000765 intermetallic Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000001000 micrograph Methods 0.000 description 2
- 238000010899 nucleation Methods 0.000 description 2
- 230000006911 nucleation Effects 0.000 description 2
- 230000003287 optical effect Effects 0.000 description 2
- 239000000047 product Substances 0.000 description 2
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 2
- 229910000679 solder Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000010998 test method Methods 0.000 description 2
- 229910017526 Cu-Cr-Zr Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910017813 Cu—Cr Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910017810 Cu—Cr—Zr Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000000654 additive Substances 0.000 description 1
- 230000000996 additive effect Effects 0.000 description 1
- 229910001052 bronze copper alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000003610 charcoal Substances 0.000 description 1
- ZTXONRUJVYXVTJ-UHFFFAOYSA-N chromium copper Chemical compound [Cr][Cu][Cr] ZTXONRUJVYXVTJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 150000001875 compounds Chemical class 0.000 description 1
- 230000001276 controlling effect Effects 0.000 description 1
- IUYOGGFTLHZHEG-UHFFFAOYSA-N copper titanium Chemical compound [Ti].[Cu] IUYOGGFTLHZHEG-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000002596 correlated effect Effects 0.000 description 1
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 1
- 238000002425 crystallisation Methods 0.000 description 1
- 230000008025 crystallization Effects 0.000 description 1
- 239000006185 dispersion Substances 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 description 1
- 238000000445 field-emission scanning electron microscopy Methods 0.000 description 1
- 238000000227 grinding Methods 0.000 description 1
- 238000000265 homogenisation Methods 0.000 description 1
- 238000011835 investigation Methods 0.000 description 1
- 238000003754 machining Methods 0.000 description 1
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 1
- MOFOBJHOKRNACT-UHFFFAOYSA-N nickel silver Chemical compound [Ni].[Ag] MOFOBJHOKRNACT-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000010956 nickel silver Substances 0.000 description 1
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 description 1
- BSPSZRDIBCCYNN-UHFFFAOYSA-N phosphanylidynetin Chemical compound [Sn]#P BSPSZRDIBCCYNN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000021715 photosynthesis, light harvesting Effects 0.000 description 1
- 230000001376 precipitating effect Effects 0.000 description 1
- 238000011002 quantification Methods 0.000 description 1
- 230000001105 regulatory effect Effects 0.000 description 1
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 1
- 238000001878 scanning electron micrograph Methods 0.000 description 1
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 1
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 1
- 239000010959 steel Substances 0.000 description 1
- 230000003746 surface roughness Effects 0.000 description 1
- 238000005496 tempering Methods 0.000 description 1
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 1
- 238000010200 validation analysis Methods 0.000 description 1
- 238000012795 verification Methods 0.000 description 1
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C9/00—Alloys based on copper
- C22C9/02—Alloys based on copper with tin as the next major constituent
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/08—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of copper or alloys based thereon
Abstract
동합금, 특히 인청동에서 굽힘가공성이 우수한 고강도의 재료를 제공하는 것을 목적으로 하고, 인장강도와 0.2% 내력의 차가 80㎫ 이내인 최종 냉간압연된 동합금으로서, 425℃ 에서 10000 초 동안 소둔한 후의 평균결정입경 (mGS) 이 5㎛ 이하이면서 이 평균결정입경의 표준편차 (σGS) 가 1/3×mGS 이하인 특성을 갖는 조직제어를 실시함으로써 굽힘가공성이 우수한 고강도 동합금을 얻을 수 있다. 냉간압연ㆍ소둔조건을 조정하고 최종 압연후에서의 각 특성값간의 상관관계를 조사함으로써 입계강화와 전위강화에 의한 복합효과로 추정되는 특성을 안정적으로 개선시킬 수 있다. 가공도 45% 이상에서 냉간압연후, 최종 소둔하여 평균결정입경 (mGS) 을 3㎛ 이하 그리고 이 결정입경의 표준편차 (σGS) 를 2㎛ 이하로 하고, 이어서 가공도 10∼45% 의 최종 냉간압연을 실시한다.A final cold-rolled copper alloy whose purpose is to provide a high strength material with excellent bendability in copper alloys, especially phosphor bronze, and an average crystal after annealing at 425 ° C. for 10000 seconds for a difference between tensile strength and 0.2% yield strength within 80 MPa. A high-strength copper alloy excellent in bending workability can be obtained by subjecting the structure control having the characteristic that the particle size (mGS) is 5 µm or less and the standard deviation (σGS) of the average grain size is 1/3 x mGS or less. By adjusting the cold rolling and annealing conditions and examining the correlation between the characteristic values after the final rolling, it is possible to stably improve the characteristics estimated by the composite effect by grain boundary strengthening and dislocation strengthening. After cold rolling at workability of 45% or more, the final annealing is performed to obtain an average grain size (mGS) of 3 μm or less and a standard deviation (σGS) of this grain size of 2 μm or less, followed by a final cold workability of 10 to 45%. Rolling.
Description
C5210, C5191 (JIS H 3110, JIS H 3130 에 의함) 등의 인청동조 또는 C2600 (JIS H 3100 에 의함) 등의 동합금재는 우수한 가공성과 기계적 강도를 갖기 때문에 전자부품용으로 단자ㆍ커넥터 등의 용도에서 널리 사용되고 있다.Phosphor bronze baths such as C5210, C5191 (according to JIS H 3110, JIS H 3130), or copper alloy materials such as C2600 (according to JIS H 3100) have excellent processability and mechanical strength, so they can be used for applications such as terminals and connectors. It is widely used.
최근에는 전자부품의 경박ㆍ단소화의 진전이 종전보다 더 현저하여, 이에 대응하여 전자부품용 동합금조에도 두께가 얇은 재료가 요구되고 있다. 그러나, 재료가 얇아진 경우 커넥터의 접촉압 등을 유지하기 위해 재료 자체의 강도가 높을 필요가 있다. 한편, 전자부품의 소형화를 위해서는, 좁은 공간에서 그 기능을 하기 때문에 굽힘가공도 작은 굽힘반경으로 실시되어 높은 굽힘가공성이 요구된다. 따라서, 고강도이면서 굽힘가공성이 양호하다는 서로 모순된 특성이 재료에 요구되고 있다.In recent years, advances in light and thinning of electronic components have been more remarkable than before, and correspondingly, thinner materials are required in copper alloy baths for electronic components. However, when the material becomes thin, the strength of the material itself needs to be high to maintain the contact pressure or the like of the connector. On the other hand, in order to reduce the size of the electronic component, since it functions in a narrow space, bending processing is also performed with a small bending radius and high bending workability is required. Therefore, there is a demand for materials that contradict each other's high strength and good bending workability.
이에 수반하여 베릴륨동, 티탄동 등의 고강도형 동합금, 또 도전성이 요구되는 부위에서는 콜손합금 (Cu-Ni-Si) 계, 크롬동계 (Cu-Cr, Cu-Cr-Zr, Cu-Cr-Sn 등) 의 합금이 사용되고 있다.In connection with this, high strength copper alloys such as beryllium copper and titanium copper, and at the sites where conductivity is required, collon alloy (Cu-Ni-Si), chromium copper (Cu-Cr, Cu-Cr-Zr, Cu-Cr-Sn). And the like) are used.
그러나, 전자부품용 동합금으로 비교적 새로운, 이들 고강도형 동합금은 그것들이 아직 범용성을 지니지 않기 때문에 시장에서의 수급, 유통에 관한 제한이 있고, 예컨대 글로벌스탠더드를 중시하는 시장에서는 널리 사용되기 어렵다는 문제가 있다. 또, 이들 고강도 동합금은 가격이 인청동 등의 종래형 동합금보다 고가인 점에서도 바람직하지 않다.However, these high strength copper alloys, which are relatively new to copper alloys for electronic components, have limitations on supply and distribution in the market because they are not yet universal, and, for example, they are difficult to be widely used in markets that emphasize global standards. . Moreover, these high strength copper alloys are also unfavorable in that the price is higher than that of conventional copper alloys such as phosphor bronze.
이들 관점에서 종래 동합금 중에서도 비교적 높은 기계적 강도를 갖는다는 황동, 인청동과 같은 일반적인 동합금에 대해 강도나 가공성의 개선이 더욱 요구되게 되었다. 가공성으로는 특히 굽힘가공성이 양호할 것이 요구된다. 이것은 휴대전화, 디지털카메라, 비디오카메라 등의 고밀도 실장화의 진전에 따라 전자부품의 단자ㆍ커넥터, 리드프레임 등의 금속부재도 심한 굽힘성형이 실시되기 때문이다.From these viewpoints, improvements in strength and workability are required for general copper alloys such as brass and phosphor bronze, which have relatively high mechanical strength among conventional copper alloys. The workability is particularly required to have good bendability. This is because metal parts such as terminals, connectors, and lead frames of electronic parts are subjected to severe bending as the high-density mounting of mobile phones, digital cameras, video cameras, and the like progresses.
일반적으로 금속의 강도를 높이기 위해서는 고용강화, 석출강화, 입계강화, 전위강화 등과 같은 방법의 조합에 의한 방법이 시도되고 있다. 성분조성범위가 규격화되어 있는 인청동은 고용강화형 동합금이며, 또한 그 강도를 개선하기 위해 입계강화와 전위강화의 관점에서 냉간압연, 소둔 등의 조질(調質)에 의해 고강도화가 도모되고 있지만, 최근의 급속한 전자부품의 경박ㆍ단소화의 진전에 대한 요청에 뒤처지고 있는 것이 현실이다.In general, in order to increase the strength of the metal, a method by a combination of methods such as solid solution strengthening, precipitation strengthening, grain boundary strengthening, dislocation strengthening and the like has been attempted. Phosphor Bronze, which has a standardized composition range, is a solid solution hardened copper alloy, and in order to improve its strength, high strength has been increased by tempering such as cold rolling and annealing from the viewpoint of grain boundary enhancement and dislocation enhancement. The reality is that the company is lagging behind requests for rapid and light electronic components.
이러한 현실에 근거하여 본 발명의 과제는 고용강화형 동합금, 특히 범용성이 있는 인청동에 대해 높은 강도와 굽힘가공성을 겸비시키는 기술을 개발하는 것에 있다.Based on this reality, the object of the present invention is to develop a technology that combines high strength and bendability with high strength copper alloys, in particular, phosphor bronze having general versatility.
본 발명은 단자ㆍ커넥터 등의 전자부품용에 사용되는 굽힘가공성이 우수한 고강도 동합금, 특히 고강도 인청동과, 그 제조방법 및 그것들을 사용한 단자ㆍ커넥터에 관한 것이다.BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention relates to a high strength copper alloy having excellent bendability, particularly high strength phosphor bronze, and a method of manufacturing the same, and a terminal connector using the same for use in electronic parts such as terminals and connectors.
고용강화형 동합금, 특히 범용성이 있는 인청동을 입계강화 및 전위강화, 즉 열처리와 압연가공에 의해 고강도화시키면 최종 제품에서는 결정입계를 현출할 수 없다. 즉, 냉간가공에 의해 금속조를 변형시키면 그 진전에 따라 결정립 내부에서의 국부적 변형의 차이가 현저해져 전단띠, 마이크로밴드 등의 각종 변형띠가 나타난다. 이들 변형띠에 의해 냉간가공전에 재결정으로 형성된 입계는 불연속적으로 되고, 그 단면을 에칭하여 광학현미경으로 관찰해도 결정조직은 불명료한 것이 된다. 냉간가공도가 20% 정도여도 투과형 전자현미경상으로 조직을 관찰하면 냉간가공전의 재결정입계의 일부가 잔존하고 있는 것이 관찰되지만, 이미 셀조직으로 피복되어 있어 정확하게 결정입경을 특정할 수 없다. 이것이 냉간압연재의 특성 개선을 실시하는 데에 있어서 큰 장해였다.When solid solution hardened copper alloys, especially phosphor bronzes with general purpose, are strengthened by grain boundary strengthening and dislocation strengthening, that is, heat treatment and rolling, grain boundaries cannot be exhibited in the final product. In other words, when the metal bath is deformed by cold working, the difference in local deformation inside the grains becomes significant according to the progress of the metal bath, and various strain bands such as shear bands and micro bands appear. Due to these strain bands, grain boundaries formed by recrystallization before cold working become discontinuous, and the crystal structure becomes unclear even when the cross section is etched and observed with an optical microscope. Even when the cold workability is about 20%, when the structure is observed with a transmission electron microscope image, it is observed that a part of the recrystallized grain boundary before cold working remains, but it is already covered with the cell structure, so that the crystal grain size cannot be accurately determined. This was a major obstacle in improving the properties of cold rolled materials.
본 발명자들은 인청동의 냉간압연ㆍ소둔조건을 조정하여 최종 압연후의 각 특성값간의 상관관계를 조사함으로써 입계강화와 전위강화에 의한 복합효과로 추정되는 특성 개선을 안정적으로 얻는 데에 성공하였다. 본 발명은 다음과 같은 특성에 의해 정의될 수 있는 굽힘가공성이 우수한 고강도 동합금을 제공한다:The present inventors succeeded in stably obtaining the characteristic improvement estimated by the composite effect by grain boundary strengthening and dislocation strengthening by examining the correlation between the characteristic values after final rolling by adjusting the cold rolling and annealing conditions of phosphor bronze. The present invention provides a high strength copper alloy with excellent bendability, which can be defined by the following characteristics:
(1) 인장강도와 0.2% 내력의 차가 80㎫ 이내인 최종 냉간압연된 동합금으로서, 이 동합금이 425℃ 에서 10000 초 동안 소둔한 후의 평균결정입경 (mGS) 이 5㎛ 이하이면서 이 평균결정입경의 표준편차 (σGS) 가 1/3 ×mGS 이하인 특성을 갖는 것을 특징으로 하는 굽힘가공성이 우수한 고강도 동합금,(1) The final cold rolled copper alloy with a difference in tensile strength and 0.2% yield strength of less than 80 MPa, having an average grain size (mGS) of 5 µm or less after annealing at 425 ° C. for 10000 seconds. High strength copper alloy with excellent bending workability, characterized in that the standard deviation (σGS) is 1/3 x mGS or less
(2) Sn: 1∼11mass%, P: 0.03∼0.35mass%, 잔부 Cu 및 불가피한 불순물로 이루어지고, TSSn(㎫) 으로 표기되는 인장강도가 TSSn＞ 500 + 15 ×Sn (Sn: 주석농도 (mass%)) 인 동합금으로서, 이 동합금이 425℃ 에서 10000 초 동안 소둔한 후의 평균결정입경 (mGS) 이 5㎛ 이하이면서 이 평균결정입경의 표준편차 (σGS) 가 1/3 ×mGS 이하인 특성을 갖는 것을 특징으로 하는 (1) 에 기재된 굽힘가공성이 우수한 고강도 동합금,(2) Sn: 1 to 11 mass%, P: 0.03 to 0.35 mass%, residual Cu and inevitable impurities, and the tensile strength expressed as TS Sn (MPa) is TS Sn > 500 + 15 x Sn (Sn: Tin A copper alloy having a concentration (mass%), wherein the average grain size (mGS) of the copper alloy after annealing at 425 ° C. for 10000 seconds is 5 μm or less, and the standard deviation (σGS) of the average grain size is 1/3 × mGS or less. High-strength copper alloy having excellent bending workability as described in (1), which has characteristics
(3) Sn: 1∼11mass%, P: 0.03∼0.35mass%, 잔부 Cu 및 불가피한 불순물로 이루어지고, 425℃ 에서 10000 초 동안 소둔한 후의 평균결정입경 (mGS (㎛)) 이 mGS＜2.7 ×exp (0.0436 ×Sn (Sn: 주석농도 (mass%)) 인 것을 특징으로 하는 (1) 내지 (2) 에 기재된 굽힘가공성이 우수한 고강도 동합금,(3) Sn: 1 to 11 mass%, P: 0.03 to 0.35 mass%, residual Cu and unavoidable impurities, and the average grain size (mGS (μm)) after annealing at 425 ° C. for 10000 seconds is mGS <2.7 × high strength copper alloy excellent in bending property as described in (1)-(2) characterized by being exp (0.0436 x Sn (Sn: tin concentration (mass%)),
(4) 동합금이 Sn: 1∼11mass%, P: 0.03∼0.35mass% 및, Fe, Ni, Mg, Si, Zn, Cr, Ti, Zr, Nb, Al, Ag, Be, Ca, Y, Mn 및 In 의 1 종 또는 2 종 이상: 합계 0.05∼2.0mass%, 잔부 Cu 및 불가피한 불순물로 이루어지는 인청동인 것을 특징으로 하는 (1) 내지 (3) 에 기재된 굽힘가공성이 우수한 고강도 동합금,(4) Copper alloys include Sn: 1 to 11 mass%, P: 0.03 to 0.35 mass%, and Fe, Ni, Mg, Si, Zn, Cr, Ti, Zr, Nb, Al, Ag, Be, Ca, Y, Mn And one or two or more kinds of In: a high-strength copper alloy having excellent bendability as described in (1) to (3), which is phosphor bronze composed of 0.05 to 2.0 mass% in total, balance Cu and unavoidable impurities;
(5) 동합금이 Sn: 1∼11mass%, P: 0.03∼0.35mass% 및, Fe, Ni, Mg, Si, Zn, Cr, Ti, Zr, Nb, Al, Ag, Be, Ca, Y, Mn 및 In 의 1 종 또는 2 종 이상: 합계 0.05∼2.0mass%, 잔부 Cu 및 불가피한 불순물로 이루어지는 인청동이며, 또한 합금원소의 석출물 또는 정출물을 주성분으로 하는 직경 0.1㎛ 이상의 입자가 압연방향에 대해 평행하게 절단된 단면에서 100 개/㎟ 이상 존재하는 것을 특징으로 하는 (1) 내지 (3) 에 기재된 굽힘가공성이 우수한 고강도 동합금,(5) Copper alloys include Sn: 1 to 11 mass%, P: 0.03 to 0.35 mass%, and Fe, Ni, Mg, Si, Zn, Cr, Ti, Zr, Nb, Al, Ag, Be, Ca, Y, Mn And one or two or more kinds of In: phosphor bronze composed of 0.05 to 2.0 mass% in total, balance Cu and unavoidable impurities, and particles having a diameter of 0.1 μm or more whose main components are precipitates or crystals of alloying elements are parallel to the rolling direction. High-strength copper alloy excellent in the bending workability as described in (1) to (3), wherein the cross section is cut into 100 pieces / mm 2 or more.
본 발명은 또 다음 조건에 기초하는 굽힘가공성이 우수한 고강도 동합금의 제조방법을 제공한다:The present invention also provides a method for producing a high strength copper alloy having excellent bendability based on the following conditions:
(6) 가공도 45% 이상에서 냉간압연후, 최종 소둔하여 평균결정입경 (mGS) 을 3㎛ 이하 그리고 이 결정입경의 표준편차 (σGS) 를 2㎛ 이하로 하고, 이어서 가공도 10∼45% 의 최종 냉간압연을 실시하는 것을 특징으로 하는 굽힘가공성이 우수한 고강도 동합금의 제조방법,(6) After cold rolling at workability of 45% or more, the final annealing is performed to obtain an average grain size (mGS) of 3 μm or less and a standard deviation (σGS) of this grain size of 2 μm or less, followed by a workability of 10 to 45%. Method for producing high strength copper alloy with excellent bending workability, characterized in that the final cold rolling of
(7) 가공도 45% 이상에서 냉간압연후, 최종 소둔하여 평균결정입경 (mGS) 을 2㎛ 이하 그리고 이 결정입경의 표준편차 (σGS) 를 1㎛ 이하로 하고, 이어서 가공도 20∼70% 의 최종 냉간압연을 실시하는 것을 특징으로 하는 굽힘가공성이 우수한 고강도 동합금의 제조방법,(7) After cold rolling at workability of 45% or more, the final annealing is followed by an average grain size (mGS) of 2 μm or less and a standard deviation (σGS) of this grain size of 1 μm or less, followed by a workability of 20 to 70%. Method for producing high strength copper alloy with excellent bending workability, characterized in that the final cold rolling of
(8) 가공도 X(%) 의 최종 냉간압연을 실시한 인장강도가 TS0(㎫) 의 냉간압연재를 인장강도 TSa(㎫) 가 TSa＜ TS0- X 가 될 때까지 변형제거소둔(歪取燒鈍)을 실시하는 것을 특징으로 하는 (6) 내지 (7) 에 기재된 굽힘가공성이 우수한 고강도 동합금의 제조방법.(8) Deformation annealing of the cold rolled material having the final cold rolling of workability X (%) of TS 0 (MPa) until the tensile strength TS a (MPa) becomes TS a <TS 0 -X A method for producing a high strength copper alloy excellent in the bendability as set forth in (6) to (7), which is characterized by performing (歪 取 燒 鈍).
상기 방법 (6)∼(8) 은 상기 (1) 내지 (5) 의 동합금의 제조방법으로 적용할 수 있다. 본 발명은 또한 다음 조건에 기초하는 굽힘가공성이 우수한 고강도동합금의 제조방법을 제공한다:The said methods (6)-(8) can be applied by the manufacturing method of the copper alloy of said (1)-(5). The present invention also provides a method for producing a high strength copper alloy having excellent bendability based on the following conditions:
(9) 가공도 45% 이상에서 냉간압연후, 최종 소둔하여 평균결정입경 (mGS) 을 3㎛ 이하 그리고 이 결정입경의 표준편차 (σGS) 를 2㎛ 이하로 하고, 이어서 가공도 10∼45% 의 최종 냉간압연을 실시하는 것을 특징으로 하는 (1) 내지 (5) 에 기재된 굽힘가공성이 우수한 고강도 동합금의 제조방법,(9) After cold rolling at workability of 45% or more, the final annealing is performed to obtain an average grain size (mGS) of 3 μm or less and a standard deviation (σGS) of this grain size of 2 μm or less, followed by a workability of 10 to 45%. Final cold rolling of the manufacturing method of the high strength copper alloy excellent in the bending workability as described in (1)-(5),
(10) 가공도 45% 이상에서 냉간압연후, 최종 소둔하여 평균결정입경 (mGS) 을 2㎛ 이하 그리고 이 결정입경의 표준편차 (σGS) 를 1㎛ 이하로 하고, 이어서 가공도 20∼70% 의 최종 냉간압연을 실시하는 것을 특징으로 하는 (1) 내지 (5) 에 기재된 굽힘가공성이 우수한 고강도 동합금의 제조방법,(10) After cold rolling at workability of 45% or more, the final annealing is performed to obtain an average grain size (mGS) of 2 µm or less and a standard deviation (σGS) of this grain size of 1 µm or less, followed by a workability of 20 to 70%. Final cold rolling of the manufacturing method of the high strength copper alloy excellent in the bending workability as described in (1)-(5),
(11) (9) 내지 (10) 과 관련하여 가공도 X(%) 의 최종 냉간압연을 실시한 인장강도가 TS0(㎫) 의 냉간압연재를 인장강도 TSa(㎫) 가 TSa＜ TS0- X 가 될 때까지 변형제거소둔을 실시하는 것을 특징으로 하는 (1) 내지 (5) 에 기재된 굽힘가공성이 우수한 고강도 동합금의 제조방법.(11) In relation to (9) to (10), a cold rolled material having a final cold rolling of workability X (%) of TS 0 (MPa) is used as a tensile strength TS a (MPa) of TS a <TS A method for producing a high strength copper alloy having excellent bending workability as described in (1) to (5), wherein strain removal annealing is performed until 0 -X is obtained.
본 발명은 또, 용도로서The present invention is also used as
(12) (1) 내지 (5) 의 굽힘가공성이 우수한 고강도 동합금을 사용한 단자ㆍ커넥터를 제공한다.(12) A terminal / connector using a high strength copper alloy having excellent bendability in (1) to (5) is provided.
발명의 실시형태Embodiment of the invention
이하에 본 발명을 구성하는 각 요소의 한정이유에 대해 청구항의 발명마다 (본 발명이라고도 칭함) 설명한다.The reason for limitation of each element which comprises this invention below is demonstrated for every invention of the claim (also called the invention).
(청구항 1 의 굽힘가공성이 우수한 고강도 동합금의 발명)(Invention of high strength copper alloy excellent in bendability of claim 1)
청구항 1 의 발명은 인장강도와 0.2% 내력의 차가 80㎫ 이내인 강도특성의 동합금에서, 이 동합금이 425℃ 에서 10000 초 동안 소둔시험한 후의 평균결정입경 (mGS) 이 5㎛ 이하, 그 결정입경의 표준편차 (σGS) 가 1/3mGS 이하가 되는 특성을 갖는 것을 규정한다.In the invention of claim 1, the average grain size (mGS) is 5 µm or less after the copper alloy is annealed at 425 ° C. for 10000 seconds in a copper alloy having a strength characteristic in which the difference between tensile strength and 0.2% yield strength is within 80 MPa. It is specified that the standard deviation of? GS has a characteristic of 1/3 mGS or less.
또한, 본 발명에서 결정입경의 규정은 JIS H 0501 에 준한 절단법에 의해 실시한다. 구체적으로는 소정 길이의 선분에 의해 완전하게 절단되는 결정입자수를 세어 그 절단길이의 평균값을 결정입경으로 한, 그 편차의 지표인 표준편차는 절단길이의 표준편차가 아니라 그 결정입경의 표준편차이다.In addition, in this invention, the grain size is prescribed | regulated by the cutting method based on JISH0501. Specifically, the standard deviation, which is an indicator of the deviation, is obtained by counting the number of crystal grains completely cut by a line segment having a predetermined length and making the average value of the cut lengths as the grain size, not the standard deviation of the cut length, but the standard deviation of the grain size. to be.
본 발명의 동합금은 기본적으로 가공도 45% 이상에서 냉간압연후, 최종 소둔하여 평균결정입경 (mGS) 을 3㎛ 이하 그리고 이 결정입경의 표준편차 (σGS) 를 2㎛ 이하로 하고, 이어서 가공도 10∼45% 의 최종 냉간압연을 실시하거나, 평균결정입경 (mGS) 을 2㎛ 이하 그리고 이 결정입경의 표준편차 (σGS) 를 1㎛ 이하로 하고, 이어서 가공도 20∼70% 의 최종 냉간압연을 실시함으로써 제품화된 것이다. 이미 서술한 바와 같이 입계강화 및 전위강화, 즉 열처리와 압연가공에 의해 고강도화시키면 최종 제품에서는 결정입계를 현출할 수 없다. 즉, 냉간가공에 의해 금속조를 변형시키면 그 진전에 따라 결정립 내부에서의 국부적 변형의 차이가 현저해져 전단띠, 마이크로밴드 등의 각종 변형띠가 나타난다. 이들 변형띠에 의해 냉간가공전에 재결정으로 형성된 입계는 불연속적으로 되고, 그 단면을 에칭하여 광학현미경으로 관찰해도 결정조직은 불명료한 것이 된다. 냉간가공도가20% 정도여도 투과형 전자현미경상으로 조직을 관찰하면 냉간가공전의 재결정입계의 일부가 잔존하고 있는 것이 관찰되지만, 이미 셀조직으로 피복되어 있어 정확하게 결정입경을 특정할 수 없다. 즉, 결정입경의 정확한 정량화가 매우 곤란하였다.The copper alloy of the present invention is basically subjected to cold rolling at a workability of 45% or more, followed by final annealing, so that the average grain size (mGS) is 3 μm or less and the standard deviation (σGS) of the grain size is 2 μm or less, and then the workability Final cold rolling of 10 to 45% is carried out, or the average grain size (mGS) is 2 µm or less and the standard deviation (σGS) of the grain size is 1 µm or less, and the final cold rolling of 20 to 70% It is commercialized by performing. As described above, when the grain strength is enhanced by the grain boundary strengthening and the dislocation strengthening, that is, the heat treatment and the rolling, the grain boundaries cannot be exhibited in the final product. In other words, when the metal bath is deformed by cold working, the difference in local deformation inside the grains becomes significant according to the progress of the metal bath, and various strain bands such as shear bands and micro bands appear. Due to these strain bands, grain boundaries formed by recrystallization before cold working become discontinuous, and the crystal structure becomes unclear even when the cross section is etched and observed with an optical microscope. Even when the cold workability is about 20%, when the structure is observed with a transmission electron microscope image, it is observed that a part of the recrystallized grain boundary before cold working remains, but it is already covered with the cell structure, so that the crystal grain size cannot be accurately determined. In other words, accurate quantification of the grain size was very difficult.
본 발명에서는 냉간가공후의 재결정 거동이 굽힘가공성과 강도를 모두 구비하는 동합금의 특성과 상관관계가 있음을 발견하였다. 이 상관관계는 재료의 특정에 유효하다. 즉, 본 발명은 인장강도와 0.2% 내력의 차가 80㎫ 이내인 강도특성의 동합금에서, 425℃ 에서 10000 초 동안 소둔했을 때의 평균결정입경 (mGS) 이 5㎛ 이하, 그리고 그 결정입경의 표준편차 (σGS) 가 1/3mGS 이하가 되는 결정립 특성에 의한 우수한 굽힘가공성을 겸비하는 동함금을 제공하는 것이다.In the present invention, it was found that the recrystallization behavior after cold working correlated with the characteristics of copper alloy having both bending workability and strength. This correlation is valid for the specification of the material. That is, in the present invention, the average grain size (mGS) when the annealing at 425 ° C. for 10000 seconds in a copper alloy having a strength property of 80 MPa or less between the tensile strength and the 0.2% yield strength is 5 μm or less, and the standard of the grain size It is to provide a copper alloy having excellent bending workability due to grain characteristics such that the deviation sigma GS is 1/3 mGS or less.
일반적으로 소둔후, 냉간가공을 실시할 때 냉간가공도를 증가시키면 인장강도와 0.2% 내력의 차는 감소되나, 그와 동시에 연성이 저하하여 굽힘가공에서 균열이 발생하기 쉬워진다. 그러나, 본 발명은 최종 압연전의 최종 소둔조건과 그 전의 냉간가공조건을 조정함으로써 연성 저하를 적게 할 수 있음을 발견하였다. 이 특성은 인장강도와 0.2% 내력의 차가 80㎫ 이내인 특성을 갖는 고강도 동합금에서 현저한 효과를 기대할 수 있다.In general, increasing the cold workability during cold working after annealing decreases the difference between the tensile strength and the 0.2% yield strength, but at the same time, the ductility decreases, and cracking tends to occur in the bending work. However, the present invention has been found to reduce the ductility decrease by adjusting the final annealing condition before the final rolling and the cold working condition before it. This characteristic can be expected to have a remarkable effect in the high strength copper alloy having a characteristic that the difference between the tensile strength and 0.2% yield strength is within 80 MPa.
본 발명의 동합금은 종래의 동합금에서는 결정입경이 크게 성장하게 되는 조건인 425℃×10000 초 동안의 조건으로 소둔해도 평균결정입경이 5㎛ 이하로 유지된다는 독특한 특성에 의해서도 정의된다. 최종 소둔하여 평균결정입경 (mGS) 을 3㎛ 이하 그리고 이 결정입경의 표준편차 (σGS) 를 2㎛ 이하로 하고, 이어서가공도 10∼45% 의 최종 냉간압연을 실시하거나, 평균결정입경 (mGS) 을 2㎛ 이하 그리고 이 결정입경의 표준편차 (σGS) 를 1㎛ 이하로 하고, 이어서 가공도 20∼70% 의 최종 냉간압연을 실시함으로써 제품화된 본 발명의 동합금은 최종 제품에서는 결정입계를 현출할 수 없는 초미세한 결정조직을 갖는 것인데, 이러한 초미세 결정조직은 425℃ ×10000 초 동안의 조건으로 소둔해도 결정이 성장하지 않아 평균결정입경이 5㎛ 이하로 유지된다는 독특한 특성을 갖고, 이 특성을 이용함으로써 다른 동합금과 식별하여 본 발명의 동합금을 정의할 수 있는 것이다.The copper alloy of the present invention is also defined by the peculiar characteristic that the average grain size is maintained at 5 µm or less even in the conventional copper alloy under annealing for 425 ° C × 10000 seconds, which is a condition in which the grain size grows large. After final annealing, the average grain size (mGS) is 3 μm or less and the standard deviation (σGS) of the grain size is 2 μm or less, followed by final cold rolling with a processing degree of 10 to 45%, or the average grain size (mGS). ) The copper alloy of the present invention, which is commercialized by carrying out final cold rolling with a workability of 20 to 70% with a standard deviation (σGS) of 2 µm or less and a grain size of 1 µm or less, exhibits grain boundaries in the final product. It has a very fine crystal structure that cannot be obtained, and this ultrafine crystal structure has a unique characteristic that the crystal grains do not grow even after annealing under conditions of 425 ° C × 10000 seconds, so that the average grain size is maintained at 5 µm or less. By identifying the copper alloy of the present invention can be distinguished from other copper alloys.
본 발명의 동합 제품은 그 제품을 제조할 때 최종 냉간가공에 의한 연성 저하가 적고 고강도이며 우수한 굽힘가공성을 겸비한다.The same product of the present invention combines high strength and excellent bendability with little ductility reduction due to final cold working when producing the product.
또한 바람직하게는 425℃ ×10000 초 동안 소둔한 후의 평균결정입경이 3㎛ 이하이면 인장강도와 굽힘가공성의 관계가 더욱 개선된다.Also preferably, the relationship between tensile strength and bending workability is further improved when the average grain size after annealing for 425 ° C. × 10000 seconds is 3 μm or less.
그러나, 평균결정입경 (mGS) 이 5㎛ 이하라도 결정입경이 편차지면 그 효과는 낮다. 후술하겠지만, 제조방법을 엄밀하게 제어하여 균일한 미세조직으로 해야 한다. 그 편차의 허용범위는 결정입경의 표준편차로 나타내어 1/3mGS 이하여야 한다. 이것은 표준편차 (σGS) 가 1/3mGS 를 초과하면 굽힘가공성의 개선효과가 작기 때문이다.However, even if the average grain size (mGS) is 5 µm or less, the effect is low when the grain size is varied. As will be described later, the manufacturing method must be strictly controlled to obtain a uniform microstructure. The allowable range of the deviation shall be expressed as the standard deviation of the grain size and shall not be more than 1/3 mGS. This is because the improvement of bending workability is small when the standard deviation (σGS) exceeds 1/3 mGS.
(청구항 2 의 굽힘가공성이 우수한 고강도 동합금의 발명)(Invention of High Strength Copper Alloy with Excellent Bending Processability of Claim 2)
본 발명은 동합금을 높은 인장강도를 갖는 인청동으로 한정하는 것이다.The present invention is to limit the copper alloy to phosphor bronze having a high tensile strength.
동합금 중에서도 특히 주석을 고용강화원소로 첨가한 인청동은 가공경화특성이 주석농도에 따라 다르기 때문에, 인청동의 경우에 대해 본 발명이 특히 고강도재로서 유효한 범위를 주석농도와 인장강도 사이의 실험적으로 얻어진 관계로서,Among copper alloys, in particular, phosphor bronze containing tin as a solid solution strengthening element has different hardening properties depending on the concentration of tin. Therefore, in the case of phosphor bronze, the present invention is particularly effective as a high strength material. as,
인장강도 TSSn(㎫) ＞ 500 + 15 ×Sn (주석 mass% 농도)Tensile Strength TS Sn (MPa) ＞ 500 + 15 × Sn (Tin mass% concentration)
에서 나타낸 것이다. 이 관계를 만족시킬수록 청구항 1 에 기재된 구성요소가 효력을 한층 발휘한다. 즉 냉간가공도가 낮은 경우는 연성 저하도 적고 결정입경을 제어하지 않아도 양호한 굽힘가공성을 갖고 최종 소둔 이전의 제조조건의 영향이 적어지기 때문이다.It is shown in. As the relationship is satisfied, the components described in claim 1 become more effective. In other words, when the cold workability is low, the ductility decreases little, the bending performance is good without controlling the grain size, and the influence of the manufacturing conditions before the final annealing is less.
(청구항 3 의 굽힘가공성이 우수한 고강도 동합금의 발명)(Invention of high strength copper alloy excellent in bendability of claim 3)
본 발명은 마찬가지로 동합금을 인청동으로 한정하고 425℃×10000 초 동안 소둔한 후의 평균결정입경 (mGS: ㎛) 과 주석농도 (Sn: mass%) 의 관계를The present invention likewise defines the relationship between the average grain size (mGS: μm) and the tin concentration (Sn: mass%) after the copper alloy is limited to phosphor bronze and annealed for 425 ° C. × 10000 seconds.
mGS ＜ 2.7 ×exp (0.0436 ×Sn)mGS <2.7 × exp (0.0436 × Sn)
으로 규정하는 것이다. 인청동의 경우 재결정립의 입성장 거동은 인청동 고유의 경향을 나타낸다. 즉, 최종 소둔에서의 평균재결정입경이 mGS ＜ 2.7 ×exp (0.0436 ×Sn) 가 되도록 재결정립을 조정하는 것이 바람직하다. 본 규정은 1∼11%, 특히 2%∼10% 까지의 주석을 함유하는 인청동에서 가공조건, 특성 (강도와 굽힘가공성) 및 425℃×10000 초 동안 열처리한 후의 결정입경에 대해 상관관계를 취하여 경험적으로 구한 식이다. mGS 가 상기 규정 이상이면 결정립 미세화의 효과가 낮고 압연가공도를 올리지 않으면 고강도화시킬 수 없게 되어 고강도화된 재료에서의 연성 저하가 커서 굽힘가공성이 개선되지 않는다.It is to be prescribed. In the case of phosphor bronze, the grain growth behavior of recrystallized grains is inherent in phosphor bronze. That is, it is preferable to adjust the recrystallized grain so that the average recrystallized grain size in final annealing may be mGS <2.7 x exp (0.0436 x Sn). This regulation correlates the processing conditions, properties (strength and bendability) and grain size after heat treatment for 425 ° C × 10000 seconds in phosphor bronze containing 1-11%, especially 2% -10% tin. Empirically obtained. If mGS is equal to or more than the above-mentioned specification, the effect of grain refinement is low, and unless the rolling workability is increased, the strength cannot be increased.
기본적으로는 결정입경과 강도 (내력) 의 관계에 대해 일반적으로 알려져 있는 Hall-Petch 의 식으로 기재되는 결정립 미세화의 효과가 주가 되지만, 재결정후의 결정입경에 따라 그 후의 가공경화능 자체도 상승함을 발견하였다.Basically, the effect of grain refinement described by the general Hall-Petch equation on the relationship between grain size and strength (bearing strength) is mainly used, but the subsequent grain hardening ability increases with the grain size after recrystallization. Found.
인청동의 실용을 고려한 경우는 이 특징에 의해 저가공도 압연에서의 고강도화를 도모할 수 있는 것이다. 또한, 하한에 대해서는 특별히 정해지지 않지만, 최종 소둔후의 평균결정입경 (mGS) 을 0.4㎛ 미만까지 낮추면 최종 소둔전의 냉간압연에 의해 저하된 연성이 충분히 회복되지 않아 최종 냉간압연에 의해 연성 저하가 더욱 진행하게 되기 때문에 바람직하게는 mGS 가 0.4㎛ 이상인 것이 바람직하다.In the case where practical use of phosphor bronze is considered, this feature can achieve high strength in low-cost porosity rolling. In addition, although the lower limit is not specifically defined, when the average grain size (mGS) after the final annealing is lowered to less than 0.4 µm, the ductility degraded by cold rolling before the final annealing is not sufficiently recovered, and thus the ductility reduction is further progressed by the final cold rolling. Since mGS becomes like this, Preferably it is preferable that it is 0.4 micrometer or more.
(청구항 4 의 굽힘가공성이 우수한 고강도 동합금의 발명)(Invention of high strength copper alloy excellent in bendability of claim 4)
본 발명은 상기에서 특정된 동합금, 특히 인청동에 대해 Fe, Ni, Mg, Si 및 Zn 군 및 Cr, Ti, Zr, Nb, Al, Ag, Be, Ca, Y, Mn 및 In 군의 1 종 또는 2 종 이상을 합계 0.05∼2.0mass% 첨가하는 것이다.The present invention relates to the Fe, Ni, Mg, Si and Zn groups and to Cr, Ti, Zr, Nb, Al, Ag, Be, Ca, Y, Mn and In groups for the copper alloys specified above, in particular phosphor bronze, or It adds 0.05-2.0 mass% of 2 or more types in total.
우선, Fe, Ni, Mg, Si, Zn 의 첨가에 대해 설명한다.First, the addition of Fe, Ni, Mg, Si, Zn is demonstrated.
동합금이 인청동이며 이것에 Fe, Ni, Mg, Si 를 미량 첨가하는 것은 이들 원소와 P 등이 금속간 화합물을 형성하여 기지중에 분산시키고, 청구항 1 내지 3 까지의 발명에서 주로 입계강화와 고용강화에 의해 제조한 인청동에 대해 그 특성을 개선하는 것이다. 이들 조합으로 예컨대 Fe-P 등의 금속간 화합물을 석출분산시키면 합금 자체의 석출강화기능에 의한 고강도화와 함께, 석출물 내지 정출물의 잔류입자에 의해 결정입계의 핀고정효과가 있고 결정립이 성장하기 어려워져 결정립 미세화를 실시하기 쉽게 한다. 그 목적을 위해서는 0.05mass% 가 필요하며2.0mass% 를 초과하면 전기전도도 등의 면에서 오히려 유해하다.Copper alloy is phosphor bronze, and the addition of trace amounts of Fe, Ni, Mg, and Si to these elements and P forms intermetallic compounds and disperses them in the matrix, and is mainly used for grain boundary strengthening and solid solution strengthening in the inventions of claims 1 to 3. It is to improve the characteristics of the phosphor bronze produced by. Precipitating and dispersing intermetallic compounds, such as Fe-P, in these combinations, increases the strength of the alloy's own precipitation strengthening function, and results in pin-fixing effects at grain boundaries due to precipitation or crystallization of the precipitates, making crystal grains difficult to grow. It is easy to carry out grain refinement. For that purpose, 0.05 mass% is required. If it exceeds 2.0 mass%, it is rather harmful in terms of electrical conductivity.
또, Zn 은 동합금에 첨가하면 주석, 땜납도금의 열박리를 억제하는 원소이며, 특히 0.1mass% 정도 이상 첨가하면 그 효과를 발휘하지만, 0.5mass% 를 초과하면 개선효과가 포화되어 전기전도도가 저하된다.In addition, Zn is an element that suppresses thermal peeling of tin and solder plating when added to copper alloy. Particularly, when Zn is added in an amount of about 0.1 mass% or more, the effect is saturated. do.
이상과 같이, Fe, Ni, Mg, Si, Zn 는 인청동의 고강도화, 또는 주석, 땜납도금의 내열박리성을 향상시키는 첨가원소로 첨가하는 것이 권장된다. 그 첨가량은 굽힘가공성, 전기전도도를 고려하여 결정되고 총량 0.05∼2.0mass% 로 한다. 그 이유는 총량이 0.05mass% 미만이면 강도가 향상되지 않아 도금의 내열박리성 개선의 효과가 없고, 2.0mass% 를 초과하면 굽힘가공성이 열화되고 전기전도도도 저하되기 때문이다. 전기전도도의 저하는 주석농도가 1∼4mass% 정도의 저주석 고도전 인청동에서 특히 영향이 크다. 단, Zn 은 상기 이유로 0.1∼0.5mass% 로 하는 것이 바람직하다.As described above, Fe, Ni, Mg, Si, Zn is recommended to be added as an element for increasing the strength of phosphor bronze or improving the thermal peeling resistance of tin and solder plating. The addition amount is determined in consideration of bending workability and electrical conductivity, and the total amount is 0.05 to 2.0 mass%. The reason is that when the total amount is less than 0.05 mass%, the strength is not improved, and there is no effect of improving the peeling resistance of the plating. The decrease in electrical conductivity is particularly significant in low tin high conductivity phosphor bronzes with tin concentrations of 1-4 mass%. However, it is preferable to make Zn into 0.1-0.5 mass% for the said reason.
이어서 상기 이외의 원소 Cr, Ti, Zr, Nb, Al, Ag, Be, Ca, Y, Mn, In 의 첨가에 대해 설명한다.Next, addition of the elements Cr, Ti, Zr, Nb, Al, Ag, Be, Ca, Y, Mn, In other than the above is demonstrated.
이들 원소는 동합금을 고용강화, 석출강화에 의해 고강도화시키는 원소로 상기 Fe, Ni, Mg, Si, Zn 과 마찬가지로 굽힘가공성을 열화시키지 않을 정도, 총량 1.0mass% 이하로 첨가함으로써 더욱 고강도화를 가능하게 한다.These elements increase the strength of the copper alloy by solid solution strengthening and precipitation strengthening. Like Fe, Ni, Mg, Si, and Zn, these elements are added to a total amount of 1.0 mass% or less so as not to deteriorate the bending workability, thereby enabling further high strength. .
이상, Fe, Ni, Mg, Si, Zn 그리고 Cr, Ti, Zr, Nb, Al, Ag, Be, Ca, Y, Mn 및 In 군의 1 종 또는 2 종 이상을 합계 0.05∼2.0mass% 첨가함으로써 강도를 향상시키는 것이다.By adding 0.05 to 2.0 mass% of one or two or more of Fe, Ni, Mg, Si, Zn and Cr, Ti, Zr, Nb, Al, Ag, Be, Ca, Y, Mn and In groups in total It is to improve the strength.
또한, 상기 열거한 첨가원소는 경제적 관점에서도 사용가능한 대표적인 원소를 열거한 것으로서, 이들 이외의 원소라도 동합금의 도전성 등의 특성을 열화시키지 않고 주로 고용강화를 실시하는 원소를 부성분으로 함유하는 동합금도 본 발명의 범위내에 속하는 것이다.In addition, the additive elements listed above are representative elements that can be used from an economic point of view. Also, other elements other than these may be copper alloys containing, as a secondary component, an element mainly subjected to solid solution strengthening without deteriorating the characteristics such as conductivity of copper alloy. It is within the scope of the invention.
(청구항 5 의 굽힘가공성이 우수한 고강도 동합금의 발명)(Invention of high strength copper alloy excellent in bendability of claim 5)
본 발명은 청구항 4 의 발명에서 또한 합금원소의 석출물, 정출물의 분포를 규정하는 것이다.The present invention also defines the distribution of precipitates and crystals of the alloying elements in the invention of claim 4.
이것은 상기 결정립을 미세화시킬 목적으로 인청동에 고유의 최적인 상태를 찾아낸 것이다. 즉, 인청동의 입계에너지 등과 밀접하게 관련되는 것으로 추정되는데, 직경 0.1㎛ 이상 10㎛ 이하의 입자가 단면 관찰에서 100 개/㎟ 이상이면 결정립 미세화의 효과가 현저하다. 입자는 조대석출물 내지 정출물이지만, 그 석출물, 정출물의 성분조성에 의하지 않고 결정립 미세화효과가 관찰된다.This is to find the optimum state intrinsic to phosphor bronze for the purpose of miniaturizing the grains. In other words, it is assumed that it is closely related to the grain boundary energy of phosphor bronze, etc., when the particles having a diameter of 0.1 μm or more and 10 μm or less are 100 particles / mm 2 or more in cross-sectional observation, the effect of grain refinement is remarkable. The particles are coarse precipitates or crystals, but the grain refining effect is observed regardless of the composition of the precipitates and crystals.
또한, 결정립 미세화에서 결정립의 핵발생 및 입계의 핀고정효과에 실제로 기여하는 입자에는 더욱 소직경인 것이 포함되는 것으로 생각되지만, 주사형 전자현미경 레벨로 관찰하는 한도에서는 상기한 입자분포의 단면조직의 상태에서 우수한 결정립 미세화효과가 관찰된다. 즉, 결정립 미세화의 대용특성으로서 그 석출물, 정출물의 분포를 규정한 것이다.In addition, although the particles actually contributing to the nucleation of the grains and the pinning effect of the grain boundary in the grain refinement are thought to include smaller diameters, the state of the cross-sectional structure of the particle distribution described above is limited to the extent observed by the scanning electron microscope level. Excellent grain refining effect is observed at. That is, the distribution of precipitates and crystals is defined as a surrogate property of grain refinement.
(청구항 6 의 굽힘가공성이 우수한 고강도 동합금의 제조방법의 발명)(Invention of the manufacturing method of high strength copper alloy excellent in bendability of claim 6)
본 발명은 굽힘가공성이 우수한 고강도 동합금의 제조방법에 관한 것이다. 보다 구체적으로는 냉간압연과 소둔을 반복하여 제조하는 동합금에서 최종 냉간압연, 그 전의 최종 소둔, 또한 그 전의 냉간압연공정을 규정한 굽힘가공성이 우수한 고강도 동합금의 제조방법에 관한 것이다.The present invention relates to a method for producing a high strength copper alloy excellent in bending workability. More specifically, the present invention relates to a method for producing a high strength copper alloy having excellent bendability in the final cold rolling, the final annealing before, and the cold rolling step before the cold alloy and annealing.
이들 발명도 기본적으로는 최종 소둔후 최종 압연전의 결정립 미세화에 의한 효과를 겨냥한 것이다. 냉간압연전의 재료두께를 t0로 하고 냉간압연후의 재료두께를 t 로 하여 X = (t0-t)/t0×100(%) 로 정의되는 최종 소둔전의 냉간압연의 가공도 (X) 를 45% 이상에서 한 것은, 45% 미만이면 최종 소둔의 열처리조건을 조정해도 최종 소둔후의 결정입경이 미세화되기 어렵기 때문이다.These inventions are basically aimed at the effect by the refinement of grains after final annealing and before final rolling. With the material thickness before cold rolling at t 0 and the material thickness after cold rolling at t, the workability of cold rolling (X) before final annealing defined by X = (t 0 -t) / t 0 × 100 (%) It is because the crystal grain size after the final annealing is hardly refined even if the heat treatment conditions of the final annealing are adjusted to less than 45% if it is less than 45%.
또, 소둔후의 평균결정입경을 3㎛ 이하로 하고, 또한 그 입경의 편차인 표준편차를 2㎛ 이하로 한 것은, 소둔시의 가열온도 프로필을 엄밀하게 제어하여 균일 미세결정립 조직으로 할 필요가 있기 때문이다.In addition, the average grain size after annealing is 3 탆 or less, and the standard deviation, which is a deviation of the grain diameter, is 2 탆 or less, it is necessary to strictly control the heating temperature profile during annealing to obtain a uniform microcrystalline grain structure. Because.
여기에서 미세한 재결정립에 대해 엄밀하게는 결정입경은 정규분포되어 있지 않지만, 평균결정입경 (mGS) 이 3㎛, 그 표준편차 (σGS) 가 2㎛ 인 경우, 개개의 결정입경의 99% 이상이 mGS+3σGS, 즉 9㎛ 이하인 것을 말한다.Although the grain size is not normally distributed with respect to the fine recrystallized grain here, when average grain size (mGS) is 3 micrometers and the standard deviation ((sigma) GS) is 2 micrometers, more than 99% of individual grain sizes are mGS + 3σGS, ie, 9 µm or less.
또한, 재결정조직중에 직경 8㎛ 이상의 결정립이 혼재하는 것은 바람직하지 않은 경우가 많고, 그로 인해 결정입경의 표준편차가 1.5㎛ 이하인 것이 바람직하다.In addition, it is often undesirable that the crystal grains having a diameter of 8 µm or more are mixed in the recrystallized structure, so that the standard deviation of the grain size is preferably 1.5 µm or less.
최종 소둔후의 재결정조직에 미치는 최종 소둔전의 냉간압연 가공도의 영향은 가공도를 크게 할수록 소둔후의 재결정조직의 입경은 작아지기 쉽지만, 동시에 핵발생이나 그 후의 2 차 재결정 거동이 크게 편차져 혼립(混粒)이 되기 쉬워진다.The effect of cold rolling work before final annealing on the recrystallization structure after final annealing is that the larger the degree of processing, the smaller the grain size of the recrystallized structure after annealing is, but at the same time, the nucleation or subsequent secondary recrystallization behavior is largely deviated and mixed. It becomes easy to become i).
특히, 구리농도가 높은 순동형 재결정조직을 갖는 동합금은 그 경향이 강하다.In particular, copper alloys having a pure copper recrystallized structure having a high copper concentration have a strong tendency.
반대로 30mass% 이상의 Zn 을 포함하는 황동이나 4mass% 이상의 Sn 을 포함하는 인청동 등은 비교적 강가공후의 재결정립이 정립화(整粒化)되기 쉽다.On the contrary, brass containing 30 mass% or more of Zn or phosphor bronze containing 4 mass% or more of Sn is more likely to be recrystallized after steel processing.
이것을 고려하여 합금계마다 소둔조건, 즉 온도, 시간 및 온도프로필을 최적화하여 상기 재결정조직으로 할 필요가 있다.In consideration of this, it is necessary to optimize the annealing conditions, i.e., temperature, time and temperature profile, for each alloy system to form the recrystallized structure.
평균결정입경을 3㎛ 이하 및, 그 표준편차 2㎛ 이하 중 어느 한 규정을 벗어나면 최종 냉간압연에서의 높은 가공경화능은 얻을 수 없다.If the average grain size deviates from any one of 3 µm or less and its standard deviation of 2 µm or less, high work hardening capacity in final cold rolling cannot be obtained.
평균결정입경을 3㎛ 이하 및, 그 표준편차 2㎛ 이하의 상태에서 가공도 10∼45% 의 최종 냉간가공을 실시하면 고강도이며 굽힘가공성이 우수한 동합금이 된다.When the final cold working of 10 to 45% of the workability is carried out with an average grain size of 3 µm or less and a standard deviation of 2 µm or less, a copper alloy having high strength and excellent bending workability is obtained.
10% 미만의 가공도에서는 최종 소둔후의 평균결정입경이 10㎛ 정도가 되는 종래의 동합금이어도 양호한 굽힘가공성을 지녀 결정립 미세화의 효과가 작다. 한편, 45% 를 초과한 가공도에서는 굽힘가공성이 저하되어 굽힘가공되는 콘택트 등의 금속부재로서의 사용범위가 좁혀지게 된다.At a workability of less than 10%, even a conventional copper alloy having an average grain size of about 10 µm after final annealing has good bending workability and has a small effect of grain refinement. On the other hand, in the workability exceeding 45%, bending workability falls and the use range as metal members, such as a contact to bend, becomes narrow.
(청구항 7 의 굽힘가공성이 우수한 고강도 동합금의 제조방법의 발명)(Invention of the manufacturing method of high strength copper alloy excellent in bendability of claim 7)
본 발명에서 결정입경의 표준편차는 2㎛ 이하가 바람직하다고 했지만, 평균결정입경이 2㎛ 이하, 표준편차가 1㎛ 이하, 즉 청구항 6 의 발명에서 더욱 결정입경의 편차를 작게 하면 결정입경의 균일 미세화의 효과에 의해 최종 냉간압연의 가공도를 더욱 증가시켜 20∼70% 로 해도 굽힘가공성을 열화시키지 않고 고강도 동합금을 얻을 수 있다.In the present invention, the standard deviation of the grain size is preferably 2 μm or less, but the average grain size is 2 μm or less, and the standard deviation is 1 μm or less, that is, when the variation in the crystal grain size is further reduced in the invention of claim 6, the grain size is uniform. Due to the effect of miniaturization, the workability of the final cold rolling can be further increased to obtain a high strength copper alloy without deteriorating bending workability even at 20 to 70%.
(청구항 8 의 굽힘가공성이 우수한 고강도 동합금의 제조방법의 발명)(Invention of the manufacturing method of high strength copper alloy excellent in the bendability of claim 8)
본 발명은 상기 동합금에서 최종 압연후 변형제거소둔을 실시하여 그 변형제거소둔에서의 인장강도의 저하량을 규정하는 것으로, 그 규정은 변형제거소둔전의 인장강도를 TS0(㎫), 변형제거소둔후의 인장강도를 TSa(㎫) 로 하여 TSa＜ TS0- X (최종 냉간압연의 가공도 (%)) 라고 하는 것이다.The present invention defines the amount of decrease in tensile strength in the strain removal annealing after the final rolling after the final rolling in the copper alloy, the regulation is TS 0 (MPa), strain removal annealing before the strain removal annealing The subsequent tensile strength is referred to as TS a (MPa), and is referred to as TS a <TS 0 -X (workability of final cold rolling (%)).
인청동, 양백 등은 변형제거소둔이 실시되는 경우가 있다. 변형제거소둔은 최종 압연전에 실시하는 재결정소둔과는 달리 냉간가공후에 연성 (가공성) 을 회복시키고, 아울러 탄성성 등을 향상시킬 목적으로 예컨대 탄성용 인청동 (C5210: JIS H 3130) 등에 일반적으로 실시되고 있다.Phosphor bronze, nickel silver, etc. may be subjected to strain removal annealing. Unlike the recrystallization annealing performed before the final rolling, the strain removal annealing is generally performed for example, for example, elastic phosphor bronze (C5210: JIS H 3130) for the purpose of restoring the ductility (processability) after cold working and improving the elasticity. have.
이 변형제거소둔은 최종 압연후에 텐션어닐링라인 등에 의해 필요에 따라 실시할 수 있다.This strain removal annealing can be performed as needed by a tension annealing line or the like after the final rolling.
본 발명에 관련되는 동합금은 변형제거소둔후에도 종래기술로 제조한 합금보다 고강도이며 굽힘가공성이 우수하다.The copper alloy according to the present invention has a higher strength and excellent bendability than the alloy prepared by the prior art even after deformation removal annealing.
또한, 특히 결정입경이 작은 소둔재를 냉간압연하는 경우, 연성 저하를 조금이라도 낮게 하기 위해서는 최종 가공도에 따른 변형제거소둔을 실시하는 것이 유효하다. 특히 굽힘가공성을 개선하기 위해서는 최종 냉간압연 가공도를 X% 로 하고 인장강도 (TS0: ㎫) 의 냉간압연재에 대해 변형제거소둔후의 인장강도 (TSa: ㎫) 가 TSa＜ TS0- X 가 되는 조건으로 변형제거소둔을 실시한다. 예컨대, 최종 가공도 30% 로 700㎫ 까지 가공경화시킨 냉간압연재의 경우, 이 재료를 변형제거소둔하여 670㎫ 미만이 될 때까지 변형제거소둔을 실시하면 굽힘가공성이 양호한 재료를 얻을 수 있다.In addition, especially when cold rolling an annealing material having a small grain size, it is effective to perform strain removal annealing according to the final degree of work in order to lower the ductility even a little. In particular, in order to improve the bending workability to FIG final cold rolling process by X%, and a tensile strength (TS 0: ㎫) cold rolled tensile strength after stress-relief annealing for a (TS a: ㎫) the TS a <TS 0 - Deformation annealing is performed under X. For example, in the case of a cold-rolled material obtained by work hardening up to 700 MPa at a final workability of 30%, deformation and annealing of this material and deforming annealing until it is less than 670 MPa can provide a material having good bending workability.
(청구항 9, 10, 11 의 굽힘가공성이 우수한 청구항 1 내지 5 에 기재된 고강도 동합금의 제조방법의 발명)(Invention of the manufacturing method of the high strength copper alloy of Claims 1 to 5 excellent in the bendability of Claims 9, 10, and 11)
상기 청구항 6∼8 의 제조방법은 청구항 1 내지 5 에 기재된 고강도 동합금 특히 인청동의 제조방법에 적용할 수 있다. 설명은 앞에 준한다.The manufacturing method of the said Claims 6-8 is applicable to the manufacturing method of the high strength copper alloys especially phosphor bronze of Claim 1-5. The explanation follows the preceding.
(청구항 12 의 단자ㆍ커넥터의 발명)(Invention of Terminal / Connector of Claim 12)
이상, 본 발명은 고용강화형 동합금, 특히 인청동계 동합금에 대해 굽힘가공성이 우수한 고강도 동합금 및 그 제조방법을 제공하는 것으로, 소형이며 우수한 굽힘가공성, 고강도가 요구되는 단자ㆍ커넥터에 적용된다.The present invention provides a high-strength copper alloy excellent in bending processability and a manufacturing method thereof for a solid solution-reinforced copper alloy, in particular a phosphor bronze copper alloy, and is applied to a terminal and a connector requiring small size and excellent bending workability and high strength.
또, 단자ㆍ커넥터의 콘택트에 가공전, 또는 가공후에 도금처리되어도 강도, 굽힘가공성은 거의 열화되지 않아 본 발명의 효과는 발휘된다.In addition, even if the contact of the terminal connector is plated before or after the machining, the strength and the bending workability hardly deteriorate, and the effect of the present invention is exerted.
이어서 본 발명의 실시효과에 대해 각종 인청동을 예로 설명한다.Next, various phosphor bronzes will be described as an example of the effect of the present invention.
(1) 실시예 1 (청구항 1∼3 에 관련되는 발명에 관한 예)(1) Example 1 (example of invention related to claims 1 to 3)
표 1 에 나타낸 조성의 인청동을 대기중에서 목탄 피복하여 용해시킨 후, 주조하여 치수 100㎜w×40㎜t×150㎜l의 주괴 (ingot) 를 제작하였다.Phosphor bronze of the composition shown in Table 1 was charcoal-coated and dissolved in air, and was cast to produce an ingot having a dimension of 100 mm w 40 mm t 150 mm l .
이 주괴를 75% N2+ 25% H2분위기중에서 700℃ 에서 1 시간 균질화 소둔한후, 표면의 주석편석층을 그라인더로 연마하여 제거하였다.The ingot was homogenized and annealed at 700 ° C. in 75% N 2 + 25% H 2 atmosphere for 1 hour, and then the surface of the tin segregation layer was removed by grinding with a grinder.
그 후 냉간압연과 재결정소둔을 필요에 따라 복수회 반복하고, 특히 최종 소둔전의 냉간압연 가공도, 최종 재결정소둔 및 최종 냉간압연 가공도를 조정하여 두께 0.2㎜ 의 판을 얻었다.After that, cold rolling and recrystallization annealing were repeated a plurality of times as necessary, and in particular, the cold rolling work before the final annealing, the final recrystallization annealing and the final cold rolling work were adjusted to obtain a plate having a thickness of 0.2 mm.
그 특성을 표 1 에 나타낸다.The characteristic is shown in Table 1.
(시험방법)(Test Methods)
인장강도 (TS: ㎫), 0.2% 내력 (YS: ㎫) 은 13B 호 시험편 (JIS Z 2201) 을 압연방향과 병행하게 채취하여 인장시험 (JIS Z 2241) 에 의해 구하였다.Tensile strength (TS: MPa) and 0.2% yield strength (YS: MPa) were taken by the 13B test piece (JIS Z 2201) in parallel with the rolling direction, and obtained by the tensile test (JIS Z 2241).
결정입경은 절단법 (JIS H 0501) 에 의해 소정 길이의 선분에 의해 완전히 절단되는 결정입자수를 세어 그 절단길이의 평균값을 결정입경으로 하고, 결정입경의 표준편차 (σGS) 는 그 결정입경의 표준편차이다. 즉, 압연방향과 직각방향인 단면조직을 주사형 전자현미경상 (SEM 상) 에 의해 4000 배로 확대하여 길이 50㎛ 의 선분에서 선과 입계의 교점 수로 선분을 나눈 값을 결정입경으로 하고, 10 개의 선분에 대해 측정하여 얻어진 각각의 결정입경의 평균을 본원에서의 평균결정입경 (mGS), 각각의 결정입경의 표준편차를 본원에서의 표준편차 (σGS) 로 하였다.The grain size is determined by the cutting method (JIS H 0501), and the number of crystal grains completely cut by a line segment having a predetermined length is counted, and the average value of the cut lengths is defined as the grain size, and the standard deviation (σGS) of the grain size is determined by the grain size. Standard deviation. In other words, the cross-sectional structure perpendicular to the rolling direction was magnified by 4000 times by scanning electron microscope (SEM image), and the line segment divided by the intersection number of the line and the grain boundary in a line segment having a length of 50 µm was used as the crystal grain size. The average of each crystal grain size obtained by measuring about was the mean crystal grain size (mGS) in this application and the standard deviation of each crystal grain diameter was made into the standard deviation (σGS) in this application.
굽힘가공성 (r/t) 은 치수 10㎜w×100㎜l의 시험편을 압연방향과 직각으로 채취하여 W 굽힘시험 (JIS H 3110) 을 각종 굽힘반경으로 실시하고, 일본신동협회기술표준 JBTA T307: 1999 에 의해 평가기준 C 랭크 이상의 양호한 외관을 얻을 수있는, 균열, 표면거침이 발생하지 않는 최소 굽힘반경비 (r(굽힘반경)/t(시혐편 두께)) 를 구하였다 (평균기준은 랭크 A: 주름 없음, 랭크 B: 주름 적음, 랭크 C: 주름 많음, 랭크 D: 균열 적음, 랭크 E: 균열 많음으로 5 랭크로 나눠져 있고, 랭크 A, B, C 로 평가되는 것을 말함). 또한, W 굽힘시험의 굽힘축은 압연방향과 평행방향이다.The bending workability (r / t) is obtained by taking a test piece having a dimension of 10 mm w × 100 mm l at right angles to the rolling direction and performing a W bending test (JIS H 3110) with various bending radii. The minimum bending radius ratio (r (bending radius) / t (test specimen thickness)) in which cracks and surface roughness were not obtained by obtaining a good appearance higher than the evaluation criteria C rank was obtained by 1999 (average criterion is rank A). : No wrinkles, rank B: less wrinkles, rank C: more wrinkles, rank D: less cracks, rank E: divided into five ranks with more cracks, and evaluated as ranks A, B, C). In addition, the bending axis of the W bending test is parallel to the rolling direction.
표 1 에서 본 발명예 1∼8 과 종래재인 비교예 1∼4 를 나타냄과 동시에, 본 발명의 효과를 설명할 목적으로 파라미터를 추가로 변경한 예 A∼E (비: 비교예, 본: 본 발명을 표시함) 를 편의상 별도로 분류하여 나타냈다.In Table 1, Examples 1 to 8 of the present invention and Comparative Examples 1 to 4, which are conventional ones, were used, and examples A to E in which parameters were further changed for the purpose of explaining the effects of the present invention (ratio: comparative example, present: present The invention is shown separately for convenience.
비교예 1∼4 는 종래재의 예이지만, 이들 예와 본 발명예 1∼4, D 를 비교하면 동일 조성이며 동등한 강도이지만, 본 발명예 1∼4, D 에서는 r/t 가 작고 굽힘가공성이 향상되어 있음을 알 수 있다.Comparative Examples 1 to 4 are examples of conventional materials, but comparing these examples with Examples 1 to 4 and D of the present invention have the same composition and equivalent strength, but Examples 1 to 4 and D of the present invention have smaller r / t and improved bendability. It can be seen that.
본 발명예 D 는 TS-YS 가 청구항 1 의 범위에서 큰 예이다 (TS-YS ≤80 의 정의를 명확하게 하기 위한 예로, 비교예 E 와 비교하면 동등한 정도의 강도로 굽힘가공성이 개선되어 있음을 알 수 있음).Inventive Example D is a large example of TS-YS in the scope of Claim 1 (Example for clarifying the definition of TS-YS ≤ 80, and the bending processability is improved with an equivalent strength compared to Comparative Example E. You can see).
본 발명예 5∼8 은 본 발명예 1∼4 에서 더욱 결정입경을 미세하게 한 예이인데, mGS ＜ 2.7 ×exp(0.0436 ×Sn) 에 따라, 주석농도에 따라 결정입경을 조정함으로써 강도가 향상하고, 또한 r/t 도 동등하거나 작고 굽힘가공성도 양호함을 알 수 있다.Inventive Examples 5 to 8 are examples of finer grain sizes in Inventive Examples 1 to 4, and the strength is improved by adjusting the grain size according to the tin concentration according to mGS <2.7 x exp (0.0436 x Sn). In addition, it can be seen that r / t is equal or small and the bending workability is good.
또, 비교예 A 는 mGS 는 청구항 1 을 만족시키지만, σGS 가 청구항 1 을 만족시키지 않기 때문에 발명예 2 에 비해 굽힘가공성이 떨어진다.In Comparative Example A, mGS satisfies Claim 1, but since sigma GS does not satisfy Claim 1, the bending workability is inferior to that of Inventive Example 2.
비교예 B 는 mGS, σGS 에 대해서는 청구항 1 을 만족시키지만, TS-YS 가 청구항 1 을 만족시키지 않는 예이다. 소둔후의 결정립은 미세하지만, TS-YS 가 크기 때문에 강도가 낮고 종래재 C 와 강도 및 굽힘가공성은 동등하여 개선이 확인되지 않는다.Comparative Example B satisfies claim 1 for mGS and sigma GS, but TS-YS does not satisfy claim 1. The crystal grains after annealing are fine, but the strength is low because TS-YS is large, and the strength and bending workability are the same as that of the conventional material C, and no improvement is confirmed.
비교예 C 는 비교예 B 와의 비교목적의 예이다.Comparative Example C is an example of the purpose of comparison with Comparative Example B.
비교예 E 는 본 발명예 D 와의 비교목적의 예이다.Comparative Example E is an example for comparison purposes with Example D of the present invention.
(2) 실시예 2 (청구항 4, 5 에 관련되는 발명에 대한 검증예)(2) Example 2 (Validation Example about Invention According to Claims 4 and 5)
인청동의 성분을 베이스로 하고 철, 니켈 등을 첨가한 조성으로 실시예 1 과 동일한 방법으로 시험편을 제작하였다.The test piece was produced by the same method as Example 1 with the composition which used as a base the phosphor bronze, and added iron, nickel, etc.
단, 첨가원소의 종류에 따라 구성되는 화합물의 석출물, 정출물의 분산상태는 주괴의 균질화 소둔조건으로 조정하였다.However, the dispersion state of precipitates and crystals of the compound formed according to the type of the added element was adjusted by the homogenization annealing conditions of the ingot.
또, 재결정소둔은 결정립의 조정과 함께 조대한 석출물, 정출물의 잔류상태 및 석출물의 성장을 관찰하면서 조정하였다.In addition, recrystallization annealing was carried out while adjusting the grains and observing the coarse precipitate, the remaining state of the precipitate and the growth of the precipitate.
석출물, 정출물에 대해 직경이 0.1㎛ 이상인 단면의 입자수는 전해방출형 주사전자현미경 (FESEM) 의 에너지분산형 분석장치로 분석, 관찰하였다.The number of particles having a diameter of 0.1 µm or more with respect to precipitates and crystals was analyzed and observed with an energy dissipation type analyzer of an electroluminescent scanning electron microscope (FESEM).
표 2 는 그 결과이다.Table 2 shows the results.
표 1 의 본 발명 Cu-Sn-P 계 합금과의 비교에서 Cu-Sn-P 계 합금에 다른 원소를 미량 첨가함으로써 σGS 가 작아져 결정입경이 더욱 안정된 상태에서 미세화될 수 있고, 또한 이들 원소에 의해 구성되는 입자를 분산시킴으로써 강도가 더욱 향상되고 또한 굽힘가공성이 우수함을 알 수 있다.Compared with the present invention Cu-Sn-P based alloy of Table 1, by adding a small amount of other elements to the Cu-Sn-P based alloy, the sigma GS becomes small and the crystal grain size can be refined in a more stable state, It can be seen that the strength is further improved and the bending workability is further improved by dispersing the particles constituted by the particles.
Cr, Ti, Zr, Nb, Al, Ag, Be, Ca, Y, Mn 및 In 을 함유하는 합금에 대해서도 동일한 효과가 확인되었다. 이들 예를 표 2 에 A∼H 로 아울러 나타냈다 (본: 본 발명, 비: 비교예를 표시함).The same effect was confirmed also about the alloy containing Cr, Ti, Zr, Nb, Al, Ag, Be, Ca, Y, Mn, and In. These examples were combined with A-H in Table 2 (present: this invention, ratio: the comparative example is shown).
비교예 H 는 부성분의 합계가 2.0mass% 를 초과하는 예로 굽힘가공성이 떨어진다.Comparative Example H is inferior in bendability as an example in which the sum of subcomponents exceeds 2.0 mass%.
(3) 실시예 3 (청구항 6, 7 및 9, 10 에 관련되는 발명에 대한 검증예)(3) Example 3 (Verification Example for Invention According to Claims 6, 7, and 9, 10)
본 발명예 17∼20 의 조성은 실시예 1 에서의 표 1 의 1∼4 에 대응한다. 비교예 5∼8 은 종래재의 예이다. 본 발명의 효과를 설명하기 위해 파라미터를 추가로 변경한 예 A∼F (비: 비교예, 본: 본 발명을 표시함) 를 편의상 별도로 분류하여 나타냈다. 시험방법은 실시예 1 에 준하였다. 표 3 은 그 결과이다.Compositions of Examples 17 to 20 of the present invention correspond to 1 to 4 of Table 1 in Example 1. FIG. Comparative Examples 5-8 are examples of conventional materials. In order to explain the effect of the present invention, examples A to F (ratio: comparative example, present: indicating the present invention) in which parameters were further changed are shown separately for convenience. The test method was according to Example 1. Table 3 shows the results.
비교예 5∼8 은 종래재의 예로 최종 소둔전의 냉간압연 가공도, 최종 소둔에서의 평균결정입경이 본 발명에서 벗어나는 예이지만, 본 발명예 17∼20 은 비교예 5∼8 의 종래재에 비해 강도가 높고 r/t 가 낮고 굽힘가공성도 양호하다.Comparative Examples 5 to 8 are examples of conventional materials, in which cold rolling before final annealing and average grain size in final annealing deviate from the present invention, but Examples 17 to 20 of the present invention have strengths in comparison with the conventional materials of Comparative Examples 5 to 8. Is high, r / t is low, and bending property is good.
본 발명예 A 는 본 발명예 19 에서의 재결정소둔후의 결정입경을 2.6 으로하고 청구항 6 을 만족시키지만, 청구항 7 을 만족시키지 않는 예인데, 결정입경이 미세한 예 19 가 약간 강도가 높다.Inventive Example A is an example in which the crystal grain size after recrystallization annealing in Inventive Example 19 is 2.6 and satisfies Claim 6, but does not satisfy Claim 7. However, Example 19 having a small grain size is slightly higher in strength.
본 발명예 B 는 최종 냉간가공도가 청구항 6 을 만족시키지만 청구항 7 을 만족시키지 않는 가공도가 낮은 예로 강도가 낮은 만큼 굽힘가공성은 양호하다.Example B of the present invention has a good cold workability as the final cold workability satisfies claim 6 but a low workability that does not satisfy claim 7 as the strength is low.
비교예 C 는 재결정전의 냉간압연 가공도가 낮기 때문에 재결정소둔에 의해 mGS 를 작게 하였지만, 미세하며 균일한 조직은 얻을 수 없어 편차 (σGS) 가 커지고, 그 결과 본 발명예 A 에 비해 굽힘가공성이 떨어진다.In Comparative Example C, since the cold rolling work before recrystallization was low, mGS was reduced by recrystallization annealing, but a fine and uniform structure could not be obtained, resulting in a large deviation (σGS). As a result, bending workability was inferior to that of Inventive Example A. .
비교예 D 는 압연의 가공도 및 mGS 는 청구항 6, 7 을 만족시키지만, 재결정소둔시 온도이력이 나쁘고 σGS 를 만족시키지 않은 예로서, C 와 마찬가지로 굽힘가공성이 떨어진다.Comparative Example D is a workability of rolling and mGS satisfies claims 6 and 7, but the temperature history is poor during recrystallization annealing and σGS is not satisfied.
비교예 E 는 최종 냉간압연 가공도가 낮은 예이지만, 비교예 F 의 종래재와 강도가 동등한 정도이고 강도가 낮기 때문에 개선의 효과가 확인되지 않는다.Comparative Example E is an example in which the final cold rolling workability is low, but since the strength is low and the strength is the same as that of the conventional material of Comparative Example F, the effect of improvement is not confirmed.
비교예 F 는 상기와 마찬가지로 종래재 예이다 (E 와 동등한 정도의 TS 이며 r/t 가 동일함).Comparative Example F is a conventional example as described above (TS of the same degree as E and the same r / t).
(4) 실시예 4 (청구항 8, 11 의 변형제거소둔의 효과에 대한 조사)(4) Example 4 (Investigation of the effect of strain removal annealing of claims 8 and 11)
표 4 에서 본 발명예의 21∼28 은 병기한 바와 같이 전술한 본 발명예 No.2, 3, 4, 7, 8, 15, 16, 20 에 대응하고, 비교예 (종래재) 의 9∼12 는 전술한 비교예 No.3, 4, 7, 8 에 상당한다. 비교예 A, B 는 변형제거소둔에 의해 TS의 저하가작은 사례를 나타내기 위한 것으로 본 발명예 16, 20 에 대응한다.In Table 4, 21-28 of the example of this invention correspond to the above-mentioned invention example No. 2, 3, 4, 7, 8, 15, 16, 20 as mentioned above, and 9-12 of a comparative example (conventional material) Corresponds to Comparative Examples No. 3, 4, 7, and 8 described above. Comparative Examples A and B correspond to Examples 16 and 20 of the present invention for showing a case where the decrease of TS was small due to strain removal annealing.
이들 시험편을 각종 최종 냉간압연 가공도조건에서 변형제거소둔을 실시하여특성을 평가하였다. 변형제거소둔에 의한 인장강도 (TS) 의 저하량을 아울러 표시하였다.These specimens were subjected to strain removal annealing at various final cold rolling work conditions to evaluate their properties. The amount of decrease in tensile strength TS due to strain removal annealing is also indicated.
본 발명예 No.21 은 주석농도 6.2mass% 의 재료로 인장강도 (TS) 가 570㎫, 굽힘가공성 (r/t) 이 0 이다.Inventive Example No. 21 is a material having a tin concentration of 6.2 mass% and has a tensile strength (TS) of 570 MPa and a bending workability (r / t) of zero.
본 발명예 No.22, 24, 26, 종래재인 비교예 No.9, 11 은 주석농도 8.0∼8.2mass% 의 재료이지만, 본 발명예의 인장강도 (TS) 가 652∼760㎫, 굽힘가공성 (r/t) 이 0∼2.0 인 것에 비해, 비교예는 인장강도 (TS) 가 650∼698㎫, r/t 가 1.5∼2.5 로 본 발명이 고강도이며 굽힘가공성도 양호함을 알 수 있다.Inventive Examples Nos. 22, 24 and 26, and Comparative Examples Nos. 9 and 11, which are conventional materials, have a tin concentration of 8.0 to 8.2 mass%, but the tensile strength (TS) of the Inventive Examples is 652 to 760 MPa and the bending workability (r / t) is from 0 to 2.0, the comparative example, the tensile strength (TS) is 650 ~ 688 MPa, r / t is 1.5 to 2.5, it can be seen that the present invention is high strength and good bending workability.
또, 본 발명예 No.23, 25, 27, 28, 비교예 No.10, 12 는 주석농도 10.0∼10.2mass% 의 재료이지만, 본 발명예의 인장강도 (TS) 가 748∼849㎫, 굽힘가공성 (r/t) 이 1.5∼3.0 인 것에 비해, 비교예는 인장강도 (TS) 가 706∼762㎫, r/t 가 3.0 으로 마찬가지로 본 발명이 고강도이며 굽힘가공성도 양호함을 알 수 있다.Inventive Examples Nos. 23, 25, 27, 28, and Comparative Examples Nos. 10 and 12 are materials having a tin concentration of 10.0 to 10.2 mass%, but the tensile strength (TS) of the present invention is 748 to 849 MPa and bendability. Compared to (r / t) of 1.5 to 3.0, the comparative example shows that the present invention is similarly high in strength and bendable in tensile strength (TS) of 706 to 762 MPa and r / t of 3.0.
비교예 A, B 는 인장강도 (TS) 가 841∼886㎫ 이지만, 변형제거소둔에 의해 저하된 TS 가 작기 때문에 굽힘가공성 (r/t) 이 3.0∼3.5 로 그다지 개선되지 않는다.In Comparative Examples A and B, the tensile strength (TS) is 841 to 886 MPa, but because the TS lowered by the strain removal annealing is small, the bending workability (r / t) is not so improved to 3.0 to 3.5.
이상, 변형제거소둔을 실시한 본 발명재는 비교예의 종래재보다 명확하게 고강도화, 굽힘가공성의 개선을 도모할 수 있다. 즉 동일한 정도의 강도라면 굽힘가공성이 현저하게 개선되고, 동일한 정도의 굽힘가공성이라면 대폭적인 강도향상을 얻을 수 있다.As described above, the present invention material subjected to strain removal annealing can more clearly improve the strength and the bending workability than the conventional material of the comparative example. That is, the bending strength is remarkably improved at the same degree of strength, and the bending strength at the same degree can be significantly improved.
본 발명예는 굽힘가공성을 손상시키지 않고 동합금, 특히 인청동계 합금의 고강도화가 도모되어 전자부품용 단자ㆍ커넥터용으로 동합금에 요구되던 특성개선이 도모되었다.In the present invention, the high strength of the copper alloy, in particular the phosphor bronze alloy, was achieved without impairing the bendability, thereby improving the characteristics required for the copper alloy for terminals and connectors for electronic parts.
또, 고주석 인청동 (Cu-10massSn-P:CDA52400) 에서는 종래 굽힘가공성이 나빴기 때문에 투입할 수 없었다. 베릴륨동 등의 독점시장인 고강도 동합금의 분야로도 진출이 가능해졌다.In addition, in the high tin phosphor bronze (Cu-10massSn-P: CDA52400), the conventional bending workability was poor, and thus it could not be added. It is also possible to advance into the field of high strength copper alloys, such as beryllium copper.
Claims (12)
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JPJP-P-2000-00400837 | 2000-12-28 | ||
| JP2000400837 | 2000-12-28 | ||
| PCT/JP2001/011483 WO2002053790A1 (en) | 2000-12-28 | 2001-12-26 | High strength copper alloy excellent in bendability and method for producing the same and terminal and connector using the same |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| KR20030057561A true KR20030057561A (en) | 2003-07-04 |
| KR100535737B1 KR100535737B1 (en) | 2005-12-09 |
Family
ID=18865354
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| KR10-2003-7007183A KR100535737B1 (en) | 2000-12-28 | 2001-12-26 | High strength copper alloy excellent in bendability and method for producing the same and terminal and connector using the same |
Country Status (6)
| Country | Link |
|---|---|
| US (2) | US20030188814A1 (en) |
| JP (1) | JP4177104B2 (en) |
| KR (1) | KR100535737B1 (en) |
| CN (1) | CN1250756C (en) |
| TW (1) | TW526272B (en) |
| WO (1) | WO2002053790A1 (en) |
Families Citing this family (24)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1862560A4 (en) * | 2005-03-02 | 2013-09-18 | Furukawa Electric Co Ltd | Copper alloy and method for production thereof |
| JP5202812B2 (en) * | 2005-03-02 | 2013-06-05 | 古河電気工業株式会社 | Copper alloy and its manufacturing method |
| US20070009788A1 (en) * | 2005-07-11 | 2007-01-11 | Indik Auraham A | Battery interface for mobile device |
| JP5170881B2 (en) * | 2007-03-26 | 2013-03-27 | 古河電気工業株式会社 | Copper alloy material for electrical and electronic equipment and method for producing the same |
| JP4875772B2 (en) | 2008-12-19 | 2012-02-15 | 古河電気工業株式会社 | Copper alloy sheet for electrical and electronic parts and method for producing the same |
| CN101580922B (en) * | 2009-06-21 | 2010-11-24 | 宁波市鄞州锡青铜带制品有限公司 | Method for producing tin phosphorus bronze band by direct cold cogging |
| WO2013099242A1 (en) * | 2011-12-28 | 2013-07-04 | Yazaki Corporation | Ultrafine conductor material, ultrafine conductor, method for preparing ultrafine conductor, and ultrafine electrical wire |
| JP5802150B2 (en) * | 2012-02-24 | 2015-10-28 | 株式会社神戸製鋼所 | Copper alloy |
| CN102982975A (en) * | 2012-12-04 | 2013-03-20 | 江苏亚威变压器有限公司 | Low-consumption loss transformer |
| CN103509966B (en) * | 2013-10-18 | 2015-09-09 | 苏州天兼新材料科技有限公司 | A kind of alloy material and manufacture method thereof being applicable to aerospace field |
| US20150115442A1 (en) * | 2013-10-31 | 2015-04-30 | Infineon Technologies Ag | Redistribution layer and method of forming a redistribution layer |
| CN104793718A (en) * | 2015-05-11 | 2015-07-22 | 赵欣颖 | Computer cooling fin beneficial to heat dissipation |
| CN105845967A (en) * | 2016-04-05 | 2016-08-10 | 洛阳月星新能源科技有限公司 | Radiating type lithium ion battery module |
| CN105936982A (en) * | 2016-06-13 | 2016-09-14 | 芜湖卓越线束系统有限公司 | High-conductivity alloy material for wire harness terminal and preparation method thereof |
| CN106191725B (en) * | 2016-06-24 | 2018-01-26 | 河南江河机械有限责任公司 | High-intensity high-conductivity copper alloy nanometer phase precipitation technique method |
| CN107604202B (en) * | 2017-09-18 | 2020-01-21 | 宁波兴业盛泰集团有限公司 | High-performance phosphor bronze strip and preparation method thereof |
| JP6648088B2 (en) * | 2017-10-19 | 2020-02-14 | Ｊｘ金属株式会社 | Rolled copper foil for negative electrode current collector of secondary battery, secondary battery negative electrode and secondary battery using the same, and method of producing rolled copper foil for negative electrode current collector of secondary battery |
| CN107699730A (en) * | 2017-11-16 | 2018-02-16 | 宁波兴业盛泰集团有限公司 | A kind of corrosion resistant high-strength tin copper-phosphorus alloy and its forming technology |
| CN107604203A (en) * | 2017-11-16 | 2018-01-19 | 宁波兴业盛泰集团有限公司 | The tin bronze alloys and its solid solution craft of a kind of high-strength high-elasticity |
| CN107904436A (en) * | 2017-12-13 | 2018-04-13 | 浙江灿根智能科技有限公司 | For manufacturing the copper alloy and preparation method of quick punching machine guide sleeve |
| CN113981266B (en) * | 2021-10-25 | 2022-11-25 | 鑫谷和金属(无锡)有限公司 | High-performance phosphor bronze strip and production process thereof |
| CN114032416A (en) * | 2021-11-18 | 2022-02-11 | 浙江惟精新材料股份有限公司 | Ultrahigh-strength tin-phosphor bronze and preparation method thereof |
| CN114875270B (en) * | 2022-05-11 | 2023-04-11 | 宁波金田铜业(集团)股份有限公司 | Tin-phosphor bronze alloy and preparation method thereof |
| CN116287851A (en) * | 2022-09-09 | 2023-06-23 | 昆明冶金研究院有限公司北京分公司 | Tin phosphor bronze strip, preparation method and application thereof |
Family Cites Families (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US3930894A (en) * | 1974-02-25 | 1976-01-06 | Olin Corporation | Method of preparing copper base alloys |
| JPH05279824A (en) * | 1992-03-30 | 1993-10-26 | Mitsubishi Shindoh Co Ltd | Copper alloy bar scarcely causing wear to stamping die |
| JPH07331363A (en) * | 1994-06-01 | 1995-12-19 | Nikko Kinzoku Kk | High strength and high conductivity copper alloy |
| US5882442A (en) * | 1995-10-20 | 1999-03-16 | Olin Corporation | Iron modified phosphor-bronze |
| US5853505A (en) * | 1997-04-18 | 1998-12-29 | Olin Corporation | Iron modified tin brass |
| JP2000256814A (en) * | 1999-03-03 | 2000-09-19 | Sumitomo Metal Mining Co Ltd | Manufacture of copper-based alloy bar for terminal |
| JP2000273561A (en) * | 1999-03-24 | 2000-10-03 | Sumitomo Metal Mining Co Ltd | Copper base alloy for terminal and its production |
-
2001
- 2001-12-26 WO PCT/JP2001/011483 patent/WO2002053790A1/en active IP Right Grant
- 2001-12-26 TW TW090132285A patent/TW526272B/en active
- 2001-12-26 KR KR10-2003-7007183A patent/KR100535737B1/en active IP Right Grant
- 2001-12-26 CN CNB018195121A patent/CN1250756C/en not_active Expired - Fee Related
- 2001-12-26 US US10/380,291 patent/US20030188814A1/en not_active Abandoned
- 2001-12-26 JP JP2002554288A patent/JP4177104B2/en not_active Expired - Fee Related
-
2008
- 2008-04-11 US US12/082,531 patent/US20080210353A1/en not_active Abandoned
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| WO2002053790A1 (en) | 2002-07-11 |
| KR100535737B1 (en) | 2005-12-09 |
| CN1476486A (en) | 2004-02-18 |
| US20030188814A1 (en) | 2003-10-09 |
| TW526272B (en) | 2003-04-01 |
| US20080210353A1 (en) | 2008-09-04 |
| JP4177104B2 (en) | 2008-11-05 |
| JPWO2002053790A1 (en) | 2004-05-13 |
| CN1250756C (en) | 2006-04-12 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR100535737B1 (en) | High strength copper alloy excellent in bendability and method for producing the same and terminal and connector using the same | |
| JP5170916B2 (en) | Copper alloy sheet and manufacturing method thereof | |
| KR101249107B1 (en) | Cu-ni-si alloy to be used in electrically conductive spring material | |
| KR101113356B1 (en) | Copper alloy material, electric and electronic parts, and copper alloy material manufacturing method | |
| KR100792653B1 (en) | Copper alloy for electronic and electric machinery and tools, and manufacturing method thereof | |
| JP2002180165A (en) | Copper based alloy having excellent press blanking property and its production method | |
| JP2006265731A (en) | Copper alloy | |
| JP2009079270A (en) | Cu-sn-p-based copper alloy sheet material and its production method, and connector | |
| EP2221391B1 (en) | Copper alloy sheet | |
| JP2007291518A (en) | Cu-Fe-P-Mg BASED COPPER ALLOY, ITS PRODUCTION METHOD, AND CONDUCTIVE COMPONENT | |
| KR20140002001A (en) | Cu-ni-si alloy wire having excellent bendability | |
| WO2005083137A1 (en) | Copper alloy | |
| JP3717321B2 (en) | Copper alloy for semiconductor lead frames | |
| JP2006291356A (en) | Ni-sn-p based copper alloy | |
| JP2008007839A (en) | Cu-Zn ALLOY WITH HIGH STRENGTH AND EXCELLENT BENDABILITY | |
| JPH10195562A (en) | Copper alloy for electrical and electronic equipment, excellent in blanking workability, and its production | |
| KR101875806B1 (en) | Method for manufacturing copper-titanium-based copper alloy material for automobile and electronic parts and copper alloy material therefrom | |
| JP4875772B2 (en) | Copper alloy sheet for electrical and electronic parts and method for producing the same | |
| JP4175920B2 (en) | High strength copper alloy | |
| CN110573635B (en) | Copper alloy sheet and method for producing same | |
| KR100527994B1 (en) | Phosphor bronze strip for terminal and connector with excellent punching formability, and phosphor bronze strip for terminal and connector with excellent bending formability and punching formability and method of manufacturing the same | |
| JP4154131B2 (en) | High-strength phosphor bronze for fork-type contacts and method for producing the same | |
| KR102345805B1 (en) | Cu-Ni-Si-BASED ALLOY STRIP EXCELLENT IN STRENGTH AND BENDING WORKABILITY IN ROLLING PARALLEL DIRECTION AND ROLLING ORTHOGONAL DIRECTION | |
| JP4447300B2 (en) | Phosphor bronze strip with excellent bendability | |
| WO2023140314A1 (en) | Copper alloy sheet material and method for manufacturing same |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A201 | Request for examination | ||
| N231 | Notification of change of applicant | ||
| E902 | Notification of reason for refusal | ||
| E701 | Decision to grant or registration of patent right | ||
| GRNT | Written decision to grant | ||
| FPAY | Annual fee payment |
Payment date: 20121121 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Annual fee payment |
Payment date: 20131118 Year of fee payment: 9 |
|
| FPAY | Annual fee payment |
Payment date: 20141120 Year of fee payment: 10 |
|
| FPAY | Annual fee payment |
Payment date: 20151118 Year of fee payment: 11 |