WO2006093233A1 - 銅合金とその製造方法 - Google Patents

銅合金とその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2006093233A1
WO2006093233A1 PCT/JP2006/303997 JP2006303997W WO2006093233A1 WO 2006093233 A1 WO2006093233 A1 WO 2006093233A1 JP 2006303997 W JP2006303997 W JP 2006303997W WO 2006093233 A1 WO2006093233 A1 WO 2006093233A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
comparative example
precipitate
copper alloy
heat treatment
crystal grain
Prior art date
Application number
PCT/JP2006/303997
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Hiroshi Kaneko
Kuniteru Mihara
Tatsuhiko Eguchi
Original Assignee
The Furukawa Electric Co., Ltd.
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by The Furukawa Electric Co., Ltd. filed Critical The Furukawa Electric Co., Ltd.
Priority to CN200680005435.9A priority Critical patent/CN101124345B/zh
Priority to EP06715106.8A priority patent/EP1862560A4/en
Publication of WO2006093233A1 publication Critical patent/WO2006093233A1/ja
Priority to US11/849,688 priority patent/US20080011396A1/en

Links

Classifications

    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L23/00—Details of semiconductor or other solid state devices
    • H01L23/48—Arrangements for conducting electric current to or from the solid state body in operation, e.g. leads, terminal arrangements ; Selection of materials therefor
    • H01L23/488—Arrangements for conducting electric current to or from the solid state body in operation, e.g. leads, terminal arrangements ; Selection of materials therefor consisting of soldered or bonded constructions
    • H01L23/495—Lead-frames or other flat leads
    • H01L23/49579—Lead-frames or other flat leads characterised by the materials of the lead frames or layers thereon
    • 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
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L2924/00—Indexing scheme for arrangements or methods for connecting or disconnecting semiconductor or solid-state bodies as covered by H01L24/00
    • H01L2924/0001—Technical content checked by a classifier
    • H01L2924/0002—Not covered by any one of groups H01L24/00, H01L24/00 and H01L2224/00
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01R—ELECTRICALLY-CONDUCTIVE CONNECTIONS; STRUCTURAL ASSOCIATIONS OF A PLURALITY OF MUTUALLY-INSULATED ELECTRICAL CONNECTING ELEMENTS; COUPLING DEVICES; CURRENT COLLECTORS
    • H01R13/00—Details of coupling devices of the kinds covered by groups H01R12/70 or H01R24/00 - H01R33/00
    • H01R13/02—Contact members
    • H01R13/03—Contact members characterised by the material, e.g. plating, or coating materials

Definitions

  • the present invention relates to a copper alloy for electronic and electrical equipment that is excellent in strength and bending workability suitable for connectors and terminals used in electronic and electrical equipment and in-car wiring, and a method for producing the same.
  • the inventors of the present invention have found an alloy structure and a method for producing the same that can substantially satisfy the above requirements by defining the precipitate X and the precipitate Y having the effect of refining crystal grains. did.
  • the following means are provided: (1) Contains 3.0 to 13. Omass% of Sn, the balance is made of Cu and inevitable impurities, the crystal grain diameter is 1.0 to 2. O / zm, the diameter is l to 50 nm and the density is 10 A copper alloy characterized by having precipitates X of 6 to 101 (> Zmm 2 pieces and precipitates Y having a diameter of 50 to 500 nm and a density of 10 4 to 10 8 pieces / mm 2 ;
  • the precipitates X and Y are composed of at least one element of Mn, Mg ⁇ Cr ⁇ W, Co, B, Ni ⁇ Fe ⁇ Ca ⁇ Si ⁇ Cu, Ti, Zr, Al and P.
  • the precipitates X and Y are characterized by at least two elemental forces of Mn, Mg ⁇ Cr ⁇ W, Co, B, Ni ⁇ Fe ⁇ Ca ⁇ Si ⁇ Cu, Ti, Zr, Al.
  • the manufacturing method of the copper alloy characterized by including each process.
  • the copper alloy of the present invention is excellent in strength, bending workability, stress relaxation resistance, etc., it can cope with downsizing and high performance of electronic and electrical equipment parts.
  • the copper alloy of the present invention is suitable for terminals, connectors, switches and the like, but is also suitable as a general conductive material such as other lead frames and relays. Therefore, there is a significant industrial effect.
  • FIG. 1 is a schematic explanatory view of a stress relaxation characteristic test method.
  • the copper alloy of the present invention contains Sn, P and other additive elements, and the balance contains Cu and inevitable impurities.
  • the reason why the Sn content is regulated to 3.0-13. Omass% is that the strength is improved. 3. If it is less than Omass%, the strength obtained by solid solution strengthening is insufficient, and if it exceeds Omass%, a highly brittle Cu-Sn intermetallic compound is formed, resulting in poor strength. happenss.
  • it is 5.0 to 13. Omass%, more preferably 7.0 to: L I. Omass%.
  • the diameter of the crystal grain of the copper alloy is regulated to 1.0 to 2.0 m is also the force that is excellent in both strength and bending workability. If it is less than 1 ⁇ m, the ductility deteriorates more remarkably than the strength increases, and as a result, the toughness is inferior, and the workability deteriorates. In addition, there is a problem that it cannot be manufactured stably industrially. If it exceeds 2 m, the problem strength S will occur if the strength obtained by grain refinement is insufficient.
  • it is 1.0 to 1.8 111, more preferably 1.0 to 1.5 ⁇ m.
  • a precipitate having at least two elemental forces among Mn, Mg, Cr, W, Co, B, Ni, Fe, Ca, Si, Cu, Ti, Zr, Al, etc. in the copper alloy Alternatively, it has a precipitate composed of at least one of these elements and P.
  • this precipitate is defined by dividing it into a very fine nanometer-size precipitate X and a larger nanometer-size precipitate Y.
  • the diameter and density of the precipitate are obtained by taking a photograph with a transmission electron microscope and measuring the particle size and density of the precipitate on the photograph.
  • the diameter of the precipitate X in the copper alloy is regulated to 1 to 50 nm is to improve the stress relaxation resistance. If it is less than lnm or exceeds 50 nm, the dislocation movement cannot be prevented, and this effect cannot be obtained. Preferably it is 5-45 nm, More preferably, it is 10-40 nm.
  • the reason why the density of the precipitate X is defined as 10 6 to 10 1 G pieces Zmm 2 is to improve the stress relaxation resistance. If it is less than 10 6 Zmm 2, this effect cannot be obtained sufficiently. In order to obtain a dense precipitate state exceeding 1 0 1 (> piece Zmm 2) , it is necessary to increase the amount of additive elements constituting the precipitate. Preferably, 10 7 to 10 1 (> pieces / mm 2 , more preferably 10 8 to 10 1 (> pieces / mm 2 ). [0013] The reason why the diameter of the precipitate Y in the copper alloy is regulated to 50 to 500 nm is that the crystal grain diameter is industrially stably produced.
  • the thickness is preferably 50 to 200 nm, more preferably 75 to 150 nm.
  • the reason why the density of the precipitate Y is defined as 10 4 ⁇ : L0 8 pieces / mm 2 is that the above-described crystal grains can be stably produced. If it is less than 10 4 Zmm 2 , the growth of crystal grains cannot be suppressed, resulting in coarsening. If it exceeds 10 8 Zmm 2 , the diameter of the precipitate becomes small and the growth of crystal grains cannot be suppressed, resulting in coarsening.
  • the number is preferably 10 5 to 10 8 pieces / mm 2 , more preferably 10 6 to 10 8 pieces / mm 2 .
  • the precipitate has at least two elemental forces among Mn, Mg, Cr, W, Co, B, Ni, Fe, Ca, Si, Cu, Ti, Zr, and Al
  • the crystal grains are stabilized.
  • Mn, Mg, Cr, W, Co, B, Ni, Fe, Ca, Si, Cu, Ti, Zr, and Al contained in the copper alloy are each 0.01 to 0.5 mass%, total 0.01 to 2 Omass% is preferable.
  • the precipitate is a compound composed of Fe, Ni, and P, it is more preferable because the crystal grains can be manufactured more stably.
  • cold working at a processing rate greater than 70% may cause surface cracks. It is not preferable.
  • the processing rate is preferably 50 to 65%, more preferably 55 to 60%.
  • the crystal grain size in the recrystallized structure before cold rolling is less than 1 ⁇ m, the ductility is poor and work cracking occurs, and if it exceeds 15 / zm, a non-uniform Karoe state is created in the next cold rolling. Therefore, when the target recrystallized structure of 1-2 / ⁇ is obtained, the crystal grain size varies and the processed structure remains, resulting in poor bending strength.
  • it is 2-10 micrometers, More preferably, it is 4-8 micrometers.
  • An example of a preferred embodiment of the method for producing a copper alloy of the present invention is as follows. An alloy consisting of Sn, P, other additive elements and the balance Cu is melted by a high-frequency melting furnace or the like to obtain a lump. . This lump is subjected to a homogenizing heat treatment, slowly cooled, and faced. Next, cold rolling is performed, and heat treatment d is performed at 550 to 750 ° C. for 1 to 10 hours in an inert gas atmosphere, followed by slow cooling.
  • heat treatment c was subjected to cold rolling at a processing rate of 30 to 80%
  • heat treatment b was performed at 300 to 550 ° C for 10 to 120 seconds, and an average of 1 to 15 ⁇ m was performed.
  • a structure consisting of the crystal grain size is obtained. This is obtained by recrystallizing part or all of the original structure.
  • heat treatment a is performed at 300 to 550 ° C for 5 to 200 seconds.
  • the heating rate and cooling rate are preferably 40 ° C / second.
  • Cold rolling a stores the driving force for recrystallization in heat treatment a, and heat treatment a obtains a structure with a crystal grain size of 1 to 2 m.
  • the crystal grain size, nanometer size precipitates X and Y size, and the formation density specified in the present invention can be adjusted in addition to the alloy composition.
  • the conditions are heat treatment d, c, b, a, cold rolling a, and the like. By defining these conditions as described above, the target copper alloy can be obtained.
  • the copper alloy of the present invention is not particularly limited, but can be suitably used for electronic and electrical equipment parts such as connectors, terminals, relays, switches, and lead frames.
  • the lumps were subjected to a homogenization heat treatment at 800 ° C. for 1 hour, followed by gradual cooling.
  • cold rolling was performed, and heat treatment d was performed for 1 to 10 hours at 550 to 750 ° C. in an inert gas atmosphere, followed by slow cooling. Further, it is cold-rolled at a rolling calorific rate of 40 to 80% to obtain a sheet material having a thickness of 2 mm, and heat treatment c is performed for 1 to 10 hours at 350 to 550 ° C in an inert gas atmosphere. A structure with an average crystal grain size of ⁇ m was obtained.
  • Examples 12 to 32 of the present invention have excellent 0.2% resistance to resistance, tensile strength, bending workability, and stress relaxation resistance.

Abstract

　Ｓｎを３．０～１３．０ｍａｓｓ％含み、残部がＣｕおよび不可避不純物からなり、結晶粒の直径が１．０～２．０μｍであり、直径が１～５０ｎｍで密度が１０６～１０１０個／ｍｍ２の析出物Ｘと、直径が５０～５００ｎｍで密度が１０４～１０８個／ｍｍ２の析出物Ｙを有する銅合金、並びに平均結晶粒径が１～１５μｍの再結晶組織を４０～７０％の加工率で冷間加工し、その後に、結晶粒径が１～２μｍの再結晶組織を得る熱処理を行う各工程を含んでなる前記銅合金の製造方法。

Description

明 細 書
銅合金とその製造方法
技術分野
[0001] 本発明は、電子電気機器や自動車内配線に用いられるコネクタや端子に好適な強 度および曲げ加工性に優れる電子電気機器用銅合金とその製造方法に関する。 背景技術
[0002] 近年、電子電気機器や自動車内配線の小型化、軽量化、および高密度実装化に 対する要求が高まっている。小型化が進めば、コンタクト部分の接点面積が減少し、 使用される板厚も薄くなり、従来と同等の信頼性を保つにはより高強度な材料が必要 となっている。用いられるコネクタ或いは端子などの電子部品に用いられる材料には 、高強度であることと曲げ加工性に優れることが強く求められている。金属材料の強 度を増加させるため、加工硬化のみでなぐ化合物を析出させたり再結晶させた銅お よび銅合金の結晶粒径を微細化することによる強化方法力 Sこれまでにとられてきてい る。この方法は、加工硬化よりも靭性を損なわずに強度を向上させることができるため 、強度と曲げ加工性を両立させることができる。
[0003] そこで、析出物または晶出物を主成分とする 0. 1 μ m以上の径の粒子により結晶 粒を微細化して曲げ加工性を向上させた技術がある (例えば、国際公開第 WO02Z 053790号パンフレット参照)。またマトリックス中にリンィ匕物を形成し、応力緩和特性 を改善した技術が提案されている (例えば、特開平 10— 140269号公報参照)。
[0004] し力しながら、コネクタ等の小型化の進展により高強度と曲げ加工性と耐応力緩和 性に高い要求がされており、前記の技術ではこれらすベてを満たすには不充分であ つた o
発明の開示
[0005] 本発明者等は、析出物 Xと結晶粒を微細化する作用を有する析出物 Yを規定する ことにより、上記の要求をほぼ満たすことのできる合金の構成とその製造方法を見出 した。
本発明によれば、以下の手段が提供される： (1) Snを 3. 0〜13. Omass%含み、残部が Cuおよび不可避不純物からなり、結晶 粒の直径が 1. 0〜2. O /z mであり、直径が l〜50nmで密度が 106〜101(>個 Zmm2 の析出物 Xと、直径が 50〜500nmで密度が 104〜108個/ mm2の析出物 Yを有す ることを特徴とする銅合金、
(2)前記析出物 Xおよび Yが Mn、 Mgゝ Crゝ W、 Co、 B、 Niゝ Feゝ Caゝ Siゝ Cu、 Ti、 Z r、 Alのうち少なくとも 1元素と Pとからなることを特徴とする（1)記載の銅合金、
(3)前記析出物 Xおよび Yが Mn、 Mgゝ Crゝ W、 Co、 B、 Niゝ Feゝ Caゝ Siゝ Cu、 Ti、 Z r、 Alのうち少なくとも 2つの元素力 なることを特徴とする（1)記載の銅合金、
(4)前記析出物 Xおよび Yが Fe、 Ni、 Pからなることを特徴とする（1)記載の銅合金、
(5)前記（1)〜 (4)の ヽずれか 1項に記載の銅合金からなる電子電気機器部品、お よび、
(6)前記（1)〜 (4)の 、ずれか 1項に記載の銅合金の製造方法であって、 平均結晶粒径が l〜15 /z mの再結晶組織を 40〜70%の加工率で冷間加工し、そ の後に、
結晶粒径が 1〜2 μ mの再結晶組織を得る熱処理を行う
各工程を含んでなることを特徴とする銅合金の製造方法。
[0006] 本発明の銅合金は、強度、曲げ加工性、耐応力緩和性などに優れるため、電子電 気機器部品の小型化および高性能化に対応できる。そして、本発明の銅合金は端 子、コネクタ、スィッチなどに好適であるが、その他のリードフレーム、リレーなどの一 般導電材料としても好適である。よって産業上顕著な効果を奏する。
本発明の上記及び他の特徴及び利点は、添付の図面とともに考慮することにより、 下記の記載力 より明らかになるであろう。
図面の簡単な説明
[0007] [図 1]図 1は、応力緩和特性の試験方法の模式的な説明図である。
発明を実施するための最良の形態
[0008] 以下に、本発明の好ましい実施の形態を述べる。
本発明の銅合金は、 Snと、 Pとその他の添加元素と、残部が Cuおよび不可避不純 物を含むものである。 本発明の銅合金において、 Snの含有量を 3. 0-13. Omass%に規定する理由は 、強度が向上するためである。 3. Omass%未満では固溶強化によって得られる強度 が不充分であり、 13. Omass%を超えると脆性の強い Cu— Sn金属間化合物が形成 して力卩ェ性を悪ィ匕させるという問題が起きる。好ましくは 5. 0〜13. Omass%、より好 ましくは 7. 0〜： L I. Omass%である。
[0009] 銅合金の結晶粒の直径を 1. 0〜2. 0 mに規定する理由は、強度と曲げ加工性 の両方が優れる力もである。 1 μ m未満であると強度の向上よりも延性の劣化が顕著 であり結果として靭性に劣るため、加工性が劣化する。また工業的には安定して製造 できないという問題がある。 2 mを超えると結晶粒微細化によって得られる強度が不 充分であると ヽぅ問題力 S起きる。好ましくは 1. 0〜1. 8 111、ょり好ましくは1. 0〜1. 5 μ mで &)る。
[0010] 本発明では、銅合金中に Mn、 Mg、 Cr、 W、 Co、 B、 Ni、 Fe、 Ca、 Si、 Cu、 Ti、 Zr 、 Al等のうち少なくとも 2つの元素力もなる析出物、あるいはこれらの少なくとも 1つの 元素と Pとからなる析出物を有する。
本明細書では、この析出物を極めて微細なナノメーターサイズの析出物 Xとこれより 大きいナノメーターサイズの析出物 Yに分けて規定する。なお、析出物の直径と密度 は、透過型電子顕微鏡で写真撮影して、その写真上で析出物の粒径と密度を測定 したものである。
[0011] 銅合金中の析出物 Xの直径を l〜50nmに規定する理由は、耐応力緩和性を向上 させるためである。 lnm未満の場合や 50nmを超える場合は転位の運動を妨げるこ とができず、この効果を得ることができない。好ましくは 5〜45nm、より好ましくは 10 〜40nmである。
[0012] そして、析出物 Xの密度を 106〜101G個 Zmm2に規定したのは、耐応力緩和性を 向上させるためである。 106個 Zmm2未満の場合はこの効果が充分に得られない。 1 01(>個 Zmm2を超えるような高密な析出状態を得るには析出物を構成する添加元素 量を増やす必要があるが、この場合は凝固時の粘性が下がり铸塊品質を下げるため に好ましくない。好ましくは 107〜101(>個/ mm2、より好ましくは 108〜101(>個/ mm2 である。 [0013] また、銅合金中の析出物 Yの直径を 50〜500nmに規定する理由は、前記結晶粒 径を工業的に安定して製造するためである。 50nm未満であると結晶粒の成長を抑 制できなくなり粗大化してしまう。 500nmを超えるとカ卩ェ時の応力集中を発生させク ラックの起点となってしまい加工割れという問題が起きる。好ましくは 50〜200nm、よ り好ましくは 75〜 150nmである。
[0014] 析出物 Yの密度を 104〜： L08個/ mm2に規定したのは、上記の結晶粒を安定して 製造できるからである。 104個 Zmm2未満であると結晶粒の成長を抑制できなくなり 粗大化してしまう。 108個 Zmm2を超えると析出物の直径が小さくなつて結晶粒の成 長を抑制できなくなり粗大化してしまう。好ましくは 105〜108個/ mm2、より好ましく は 106〜 108個/ mm2である。
[0015] 前記析出物が Mn、 Mg、 Cr、 W、 Co、 B、 Ni、 Fe、 Ca、 Si、 Cu、 Ti、 Zr、 Alのうち 少なくとも 1元素と Pとからなると、耐応力緩和性を向上させ、前記結晶粒を安定して 製造できる。銅合金中に含有する Mn、 Mg、 Cr、 W、 Co、 B、 Ni、 Fe、 Ca、 Si、 Cu、 Ti、 Zr、 Alはそれぞれ 0. 01〜0. 5mass%、合計 0. 01〜2. Omass%とし、 Pを 0. 01〜： L Omass%とすると好ましい。
[0016] また、前記析出物が Mn、 Mg、 Cr、 W、 Co、 B、 Ni、 Fe、 Ca、 Si、 Cu、 Ti、 Zr、 Al のうち少なくとも 2つの元素力 なると、前記結晶粒を安定して製造できる。銅合金中 に含有する Mn、 Mg、 Cr、 W、 Co、 B、 Ni、 Fe、 Ca、 Si、 Cu、 Ti、 Zr、 Alはそれぞれ 0. 01〜0. 5mass%、合計 0. 01〜2. Omass%とすると好ましい。
[0017] また、前記析出物が Fe、 Ni、 Pからなる化合物である場合は、前記結晶粒をより安 定して製造できるのでより好ま 、。
[0018] 本発明の銅合金の製造方法においては、平均結晶粒径が 1〜15 mの再結晶組 織を 40〜70%の加工率で冷間加工した工程のあとに熱処理を行うと、結晶粒径が 1 〜2 mの再結晶組織を工業的により安定して製造することができ、また得られる再 結晶組織における加工組織や粒径のバラツキを防止できる。上記加工率が 40%未 満では再結晶する際の駆動力が少なすぎて 2 m以下の粒径がえられず、 70%より 大きい場合は、結晶粒成長を早めてしまい製造安定性を下げるため好ましくない。ま た、 70%より大きい加工率での冷間加工は表面の加工割れを起こすことがあるため 好ましくない。加工率は好ましくは 50〜65%、さらに好ましくは 55〜60%がよい。 また、この冷間圧延前の再結晶組織における結晶粒径は、 1 μ m未満では延性に 乏しく加工割れをおこし、 15 /z mを超えると、次の冷間圧延において不均一なカロェ 状態をつくってしまい、目標としている 1〜2 /ζ πιの再結晶組織を得る場合に、結晶粒 径のばらつきや、加工組織の残存を引き起こし、曲げ力卩ェ性を悪ィ匕させる。好ましく は 2〜10 μ m、さらに好ましくは 4〜8 μ mである。
[0019] 本発明の銅合金の製造方法の好ましい実施態様の一例を挙げると、 Snと Pとその 他の添加元素と残部が Cuからなる合金を高周波溶解炉等により溶解して铸塊を得る 。この铸塊に均質化熱処理を施し徐冷し、面削する。次いで冷間圧延を施し、不活 性ガス雰囲気中で 550〜750°Cにおいて 1〜10時間の熱処理 dを行い、徐冷する。 さらに 40%以上の圧延加工率で冷間圧延し、不活性ガス雰囲気中で 350〜550°C において 1〜10時間の熱処理 cを行い、 5〜20 μ mの平均結晶粒径からなる組織を 得る。
[0020] 前記熱処理 cと dにより、析出物 Xと析出物 Yは均一に分散するように析出する。粗 大な析出物 Yは熱処理 dにおいて、微細な析出物 Xは熱処理 cにおいて主に析出す る。析出物 Xを微細に析出させるためには、 350〜550°Cの長時間熱処理が必要で あり、またこの温度において、均一な再結晶糸且織を得るには熱処理 dと熱処理 cの間 の冷間加工における加工率を 40〜80%に、好ましくは 50〜70%するのが好ましい 。この加工率が高すぎる場合は加工割れをおこし、加工率が低すぎる場合は熱処理 cにおいて再結晶が完了しないために熱処理 c後の冷間加工で加工割れをおこす。
[0021] この熱処理 cを終えた材料に 30〜80%の加工率で冷間圧延を行った後に、 300 〜550°Cで 10〜120秒の熱処理 bを行い、 1〜15 μ mの平均結晶粒径からなる組 織を得る。これは元の組織の一部又は全部が再結晶することにより得られる。次いで 40〜70%の加工率で冷間圧延 aを行った後に、 300〜550°Cで 5〜200秒の熱処 理 aを行う。熱処理 aでは、昇温速度と冷却速度を 40°C/秒が好ましい。冷間圧延 aで 熱処理 aにおける再結晶のための駆動力を蓄え、熱処理 aで結晶粒径が 1〜2 mの 組織を得る。
最終冷間圧延を施した後、その後 150〜250°Cで 0. 5時間の歪取り熱処理を施す 。なお、熱処理 aと bは短時間焼鈍である。また、熱処理 cと dで析出させた析出物 Xと 析出物の Yは、熱処理 aと bによって分布状態をほとんど変化させない。
上記の合金製造条件の中で、本発明で規定する結晶粒径、ナノメーターサイズの 大きさの析出物 Xと Yの大きさ、生成密度を調節することができるのは、合金組成以 外に、熱処理 d、 c、 b、 aや冷間圧延 aなどの条件であり、これを上記のように規定する ことにより、目的の銅合金を得ることができる。
[0022] 本発明の銅合金は、特に限定されるものではないが、例えば、コネクタ、端子、リレ 一、スィッチ、さらにはリードフレームなどの電子電気機器部品に好適に用いることが できる。
実施例
[0023] 以下に、本発明を実施例に基づきさらに詳細に説明するが、本発明はそれらに限 定されるものではない。
[0024] 実施例に示す合金は以下のように作製した。
各実施例に記載する量の Snと 0.
Figure imgf000007_0001
力 なる合金を高周波溶解炉により溶解し、これを 10〜30°CZ秒の冷却速度で DC 铸造して厚さ 30mm、幅 100mm、長さ 150mmの铸塊を得た。
次に、この铸塊に 800°Cで 1時間加熱する均質化熱処理を施し徐冷し、両面を面 肖 IJして酸ィ匕皮膜を除去した。次いで冷間圧延を施し、不活性ガス雰囲気中で 550〜 750°Cにおいて 1〜10時間の熱処理 dを行い、徐冷した。さらに 40〜80%の圧延カロ 工率で冷間圧延して厚さ 2mmの板材とし、不活性ガス雰囲気中で 350〜550°Cに おいて 1〜10時間の熱処理 cを行い、 5〜20 μ mの平均結晶粒径からなる組織を得 た。
この熱処理 cを終えた材料に 30〜80%の加工率で冷間圧延を行った後に、 300 〜550°Cで 10〜120秒の熱処理 bを行った。この熱処理 bを施した 1〜15 μ mの平 均結晶粒径力もなる組織を有する板材に 40〜70%の加工率で冷間圧延 aを行った 後に、 300〜550°Cで 5〜200秒の熱処理 aを行った。熱処理 aでは、昇温速度と冷 却速度を 40°CZ秒で行った。その後に最終冷間圧延を施し、その後 150〜250°C で 0. 5時間の歪取り熱処理を施した。 [0025] このようにして得られた各々の板材を供試材として下記の特性調査を行った。各評 価項目の測定方法は以下の通りである。
a.機械的性質 (引張強さ; TS、 0. 2%耐カ; YS)
圧延方向と平行に切り出し^ JIS-13B号試験片を JIS— Z2241に準じて 3本測定し 、その平均値（MPa)で示した。
b.曲げ加工性
板材を幅 10mm、長さ 25mmに切出し、曲げ半径 R=0で W(90度）曲げし、曲げ 部における割れの有無を 50倍の光学顕微鏡で目視観察および走査型電子顕微鏡 によりその曲げ加工部位を観察し割れの有無を調査した。試験片採取方向は G. W . (曲げの軸が圧延方向に直角）、 B. W (曲げの軸が圧延方向に平行）とし、割れが 無いものを「〇」、割れがあるものを「X」で示した。
[0026] c平均結晶粒径
板材の厚さ方向に平行でかつ最終冷間圧延方向（最終塑性加工方向）と平行な断 面において、最終冷間圧延方向と平行な方向と直角な方向の 2方向で結晶粒径を 測定し、測定値の大きい方を長径、小さい方を短径とし、それぞれの長径と短径の 4 値の平均値を 0. 005mmの整数倍に丸めて示した。測定 ίお IS— H0501の切断法 に準じ、供試材の断面を鏡面研磨した後にエッチングを行い、走査電子顕微鏡で 10 00倍に拡大して写真に撮り、写真上に 200mmの線分を引き、前記線分で切られる 結晶粒数 nを数え、（200mmZ (nX 1000) )の式から求めた。前記線分で切られる 結晶粒数が 20に満たない場合は、 500倍の写真に取り長さ 200mmの線分で切られ る結晶粒数 nを数え、（200mmZ (n X 500) )の式から求めた。
d.第 2相析出物の大きさと密度
供試材を直径 3mmへ打ち抜き、ツインジェット研磨法を用いて薄膜研磨を行った 後、加速電圧 300kVの透過型電子顕微鏡で 5000〜500000倍の写真を任意で 3 ケ所撮影して、その写真上で析出物の粒径と密度を測定した。析出物の粒径と密度 を測定するとき、 n= 10 (nは観察の視野数)で、その個数を測定することで、個数の 局所的な偏りを排除するように測定した。その個数を単位面積当たり（個 Zmm2)へ
■ί^^·した。 [0027] e.耐応力緩和性
日本電子材料工業会標準規格 EMAS - 3003に準じて応力緩和率を求めて判定 した。図 1は応力緩和特性の試験方法の説明図である。図 1 (a)に示すように、試料 台 3に一端が固定された試験片 1の他端に支持台 2をあてがって δ のたわみ量 (0.
0
2%耐力の 80%に相当する応力）を付与し、この状態で 150°Cで 1000時間加熱し たのち、図 1 (b)に示すように支持台 2を外し、試験片 1に残留する永久たわみ δ t= Ht-Hを測定する（Hはたわみを生じさせない場合)。
応力緩和率（％)は、前記 δ と S tを（S tZ S ) X 100の式に代入して求めた。応
0 0
力緩和率が小さ ヽ合金ほど良好と見なされる。
[0028] (実施例 1〜3、比較例 1〜12)
Snを 8. Omass%、 Feと Niを合計で 0. 16mass%、 Pを 0. 07mass%、残部が Cu および不可避不純物力 なる合金について前記条件にて板材を製造し、その特性を 評価した。なお、比較例 6のみは Snを 8. Omass%、 Pを 0. 07mass%、残部が Cuお よび不可避不純物力 なる合金とした。
なお比較例においては、上記実施例の製造工程のうち、比較例 1は熱処理 cを 650 °Cで 2時間に、比較例 2は熱処理 dを 800°Cで 1時間に、比較例 3は熱処理 aを 280 °Cで 20秒に、比較例 4は熱処理 aを 620°Cで 20秒に、比較例 5は熱処理 aを 580°C で 20秒に、比較例 7は熱処理 dを 800°Cで 8時間に、比較例 8は熱処理 cを 400°Cで 2時間に、比較例 9は熱処理 cを 600°Cで 8時間に、比較例 10は熱処理 cを 280°Cで 8時間に、比較例 11は熱処理 dを 850°Cで 2時間に、比較例 12は熱処理 cを 750°C で 2時間に、変えた以外は、実施例と同様にして行った。
結果を表 1に示す。
[0029] [表 1] 表 1
Figure imgf000010_0001
[0030] 表 1から明らかなように、本発明の実施例 1 3は 0. 2%耐カ、引張強度、曲げ加 ェ性、耐応力緩和性の!、ずれにも優れたものであった。
しかし、比較例 1は析出物 Xの密度が低いため、耐応力緩和性が劣った。比較例 2 は析出物 Yの密度が低いため結晶粒径が大きくなり、 0. 2%耐カ、引張強度が劣つ た。比較例 3は結晶粒径が小さいので、曲げ加工性が劣った。比較例 4は結晶粒径 が大きいので強度と曲げ加工性の両立ができず、 0. 2%耐カ、引張強度が劣った。 比較例 5は結晶粒径が大きいので強度と曲げ加工性の両立ができず、曲げ加工性 が劣った。比較例 6は析出物が生成しな力 たため、耐応力緩和性が劣った。比較 例 7は析出物 Yが大きく密度が低いため結晶粒径が大きくなり 0. 2%耐カ、引張強 度が劣った。比較例 8は析出物 Yが小さく密度が高いため、結晶粒径が大きくなり 0. 2%耐カ、引張強度が劣った。比較例 9は析出物 Xが大きく密度が低いため、耐応力 緩和性が劣った。比較例 10は析出物 Xが小さく密度が高いため、耐応力緩和性が 劣った。比較例 11は析出物 Yが無いため結晶粒径が大きくなり、 0. 2%耐カ、引張 強度が劣った。比較例 12は析出物 Xが無いため、耐応力緩和性が劣った。
[0031] (実施例 4 6、比較例 13 24)
Snを 10. Omass% Feと Niを合計で 0. 16mass% Pを 0. 07mass%、残部が C uおよび不可避不純物からなる合金にっ 、て前記条件にて板材を製造し、その特性 を評価した。なお、比較例 18のみは Snを 10. Omass%、 Pを 0. 07mass%、残部が Cuおよび不可避不純物からなる合金とした。
なお比較例においては、上記実施例の製造工程のうち、比較例 13は熱処理 cを 65 0°Cで 2時間に、比較例 14は熱処理 dを 800°Cで 1時間に、比較例 15は熱処理 aを 2 80°Cで 20秒に、比較例 16は熱処理 aを 620°Cで 20秒に、比較例 17は熱処理 aを 5 80°Cで 20秒に、比較例 19は熱処理 dを 800°Cで 8時間に、比較例 20は熱処理 cを 4 00°Cで 2時間に、比較例 21は熱処理 cを 600°Cで 8時間に、比較例 22は熱処理 cを 280°Cで 8時間に、比較例 23は熱処理 dを 850°Cで 2時間に、比較例 24は熱処理 c を 750°Cで 2時間に、変えた以外は、実施例と同様にして行った。
結果を表 2に示す。
[表 2]
表 2
Figure imgf000011_0001
表 2から明らかなように、本発明の実施例 4〜6は優れた 0. 2%耐カ、引張強度、曲 げ加工性、耐応力緩和性を有する。
しかし、比較例 13は析出物 Xの密度が低いため、耐応力緩和性が劣った。比較例 14は析出物 Yの密度が低いため結晶粒径が大きくなり、 0. 2%耐カ、引張強度が劣 つた。比較例 15は結晶粒径が小さいので、曲げ加工性が劣った。比較例 16は結晶 粒径が大きいので強度と曲げ加工性の両立ができず、 0. 2%耐カ、引張強度が劣つ た。比較例 17は結晶粒径が大きいので強度と曲げ加工性の両立ができず、曲げカロ ェ性が劣った。比較例 18は析出物が生成しな力 たため、耐応力緩和性が劣った。 比較例 19は析出物 Yが大きく密度が低いため結晶粒径が大きくなり 0. 2%耐カ、引 張強度が劣った。比較例 20は析出物 Yが小さく密度が高いため、結晶粒径が大きく なり 0. 2%耐カ、引張強度が劣った。比較例 21は析出物 Xが大きく密度が低いため 、耐応力緩和性が劣った。比較例 22は析出物 Xが小さく密度が高いため、耐応力緩 和性が劣った。比較例 23は析出物 Yが無いため結晶粒径が大きくなり、 0. 2%耐カ 、引張強度が劣った。比較例 24は析出物 Xが無いため、耐応力緩和性が劣った。
[0034] (実施例 7〜9、比較例 25〜31)
Snを 12. Omass%、 Feと Niを合計で 0. 16mass%、 Pを 0. 07mass%、残部が C uおよび不可避不純物からなる合金につ！、て前記条件にて板材を製造し、特性を評 価した。なお、比較例 29のみは Snを 12. Omass%、 Pを 0. 07mass%、残部が Cu および不可避不純物力もなる合金とした。
なお比較例においては、上記実施例の製造工程のうち、比較例 25は熱処理 cを 65 0°Cで 2時間に、比較 26は熱処理 aを 280°Cで 20秒に、比較例 27は熱処理 aを 620 °Cで 20秒に、比較例 28は熱処理 aを 580°Cで 20秒に、比較例 30は熱処理 dを 850 °Cで 2時間に、比較例 31は熱処理 cを 750°Cで 2時間に、変えた以外は、実施例と同 様にして行った。
結果を表 3に示す。
[0035] [表 3]
表 3
析出物 *±曰
X 析出物 Y 日日 0.2% 引張 曲げ加工性 応力 大きさ 密度 大きさ 密度 粒径 耐カ 強度 緩和率 nm 個/ mm2 nm 個ダ mm U m Pa MPa GW BW % 実施例 7 35 1.0 107 100 1.0 X 106 1.3 740 810 〇 〇 33 実施例 8 30 1.0 X 108 1 15 1.0 105 1.5 715 800 〇 〇 31 実施例 9 25 1.0 X 109 115 1.0 X 106 1.7 695 790 〇 〇 29 比較例 25 30 1.0 10" 100 1.0 106 1.5 706 790 〇 〇 46 比較例 26 30 1.0 X 108 100 1.0 X 106 0.8 824 835 X X 34 比較例 27 30 1.0 X 10s 100 1.0 106 3.5 596 748 〇 〇 23 比較例 28 30 1.0 X 108 100 1.0 X 106 2.5 687 782 X X 26 比較例 29 - ― 一 1.5 フ 06 790 〇 〇 49 比較例 30 35 1.0 x 10s 一 2.7 658 765 〇 〇 27 比較例 31 - 85 1.0 X 107 1.5 710 795 〇 〇 49 [0036] 表 3から明らかなように、本発明の実施例 7〜9は優れた 0. 2%耐カ、引張強度、曲 げ加工性、耐応力緩和性を有する。
しかし、比較例 25は析出物 Xの密度が低いため、耐応力緩和性が劣った。比較例 26は結晶粒径が小さいので、曲げ加工性が劣った。比較例 27は結晶粒径が大きい ので強度と曲げ加工性の両立ができず、 0. 2%耐カ、引張強度が劣った。比較例 2 8は結晶粒径が大きいので強度と曲げ加工性の両立ができず、曲げ加工性が劣った 。比較例 29は析出物が生成しな力 たため、耐応力緩和性が劣った。比較例 30は 析出物 Yが無いため結晶粒径が大きくなり、 0. 2%耐カ、引張強度が劣った。比較 例 31は析出物 Xが無!/、ため、耐応力緩和性が劣った。
[0037] (実施例 10〜： L1、比較例 32〜37)
Snを 6. Omass%、 Feと Niを合計で 0. 16mass%、 Pを 0.07mass%、残部が Cu および不可避不純物力 なる合金について前記条件にて板材を製造し、その特性を 評価した。なお、比較例 35のみは Snを 6. Omass%、 Pを 0.07mass%、残部が Cu および不可避不純物力 なる合金とした。
なお比較例においては、上記実施例の製造工程のうち、比較例 32は熱処理 cを 65 0°Cで 2時間に、比較例 33は熱処理 aを 620°Cで 20秒に、比較例 34は熱処理 aを 58 0°Cで 20秒に、比較例 36は熱処理 dを 850°Cで 2時間に、比較例 37は熱処理 cを 75 0°Cで 2時間に、変えた以外は、実施例と同様にして行った。
結果を表 4に示す。
[0038] [表 4]
表 4 析出物 X 析出物 Y *±曰
ΒΒ 0.2¾ 引張 曲げ加工性 応力 大きさ 密度 大きさ 密度 粒径 耐カ 強度 緩和率 nm 個/ mm2 nm 個/ mm2 U m MPa MPa GW BW % 実施例 10 35 1.0X 10s 115 ι.οχΐο5 1.5 625 680 0 〇 34 実施例 11 35 1.0 X 10s 100 1.0X 106 1.7 602 665 〇 〇 33 比較例 32 35 1.0X 104 100 1.0 106 1.5 625 680 〇 〇 46 比較例 33 30 1.0X 108 100 1.0X 106 3.5 522 632 〇 〇 29 比較例 34 30 1.0 108 100 1.0 106 2.5 598 663 X 32 比較例 35 - - - - 1.5 625 680 〇 0 48 比較例 36 35 1.0X 108 - 一 2.7 575 648 〇 〇 27 比較例 37 - 一 85 1.0X 107 1.5 620 672 〇 o 49 [0039] 表 4から明らかなように、本発明の実施例 10、 11は優れた 0. 2%耐カ、引張強度、 曲げ加工性、耐応力緩和性の!、ずれにも優れたものであった。
しかし、比較例 32は析出物 Xの密度が低いため、耐応力緩和性が劣った。比較例 33は結晶粒径が大きいので強度と曲げ加工性の両立ができず、 0. 2%耐カ、引張 強度が劣った。比較例 34は結晶粒径が大きいので強度と曲げ加工性の両立ができ ず、曲げ加工性が劣った。比較例 35は析出物が生成しな力 たため、耐応力緩和 性が劣った。比較例 36は析出物 Yが無いため結晶粒径が大きくなり、 0. 2%耐カ、 引張強度が劣った。比較例 37は析出物 Xが無いため、耐応力緩和性が劣った。
[0040] (実施例 12〜32、比較例 38)
Snを 8. Omass%、 Pを 0. 07mass%、さらに表 5に示す元素を添カ卩し、残部が Cu および不可避不純物力 なる合金について前記条件にて板材を製造し、その特性を 評価した。なお、比較例 38は Snを 8. Omass%、 Pを 0. 07mass%、残部が Cuおよ び不可避不純物からなる合金とし、製造工程は実施例と同様に行った。
結果を表 5に示す。
[0041] [表 5]
./v66s£900ifc:.L2 s/ Oz£60900i.
Figure imgf000015_0001
[0042] 表 5から明らかなように、本発明の実施例 12〜32は優れた 0. 2%耐カ、引張強度 、曲げ加工性、耐応力緩和性を有する。
しかし、比較例 38は析出物 Xおよび析出物 Yが無いため結晶粒径が大きいので強 度と曲げ加工性の両立ができず、曲げ加工性が劣った。また、耐応力緩和性が劣つ た。
[0043] (実施例 33〜44、比較例 39〜41)
Snを 8. Omass%、 Feと Niを合計で 0. 16mass%、 Pを 0. 07mass%、残部が Cu および不可避不純物力 なる合金について、冷間加工 aの加工率および熱処理 aに ついては表 6に記載する条件で、他は上述の製造条件にて板材を製造し、その特性 を評価した。結果を表 6に示す。
[0044] [表 6]
表 6
Figure imgf000017_0001
[0045] 表 6から明らかなように、本発明の実施例 33〜44は優れた 0. 2%耐カ、引張強度 、曲げ加工性、耐応力緩和性を有する。
しかし、比較例 39は冷間加工 aの加工率が低いため、 0. 2%耐カ、引張強度が劣 つた。比較例 40は冷間加工 aの加工率が高いため加工中に割れが生じてしまい、製 造を中止した。比較例 41は熱処理 bを行う前の板材の結晶粒径が大きいので、曲げ 加工性が劣った。
産業上の利用可能性
[0046] 本発明の銅合金は、強度および曲げ加工性に優れ、電子電気機器や自動車内配 線に用いられるコネクタや端子に好適な銅合金である。また、本発明の銅合金の製 造方法は、前記銅合金の製造方法として好適な製法である。
本発明をその実施態様とともに説明したが、我々は特に指定しない限り我々の発明 を説明のどの細部においても限定しょうとするものではなぐ添付の請求の範囲に示 した発明の精神と範囲に反することなく幅広く解釈されるべきであると考える。

Claims

請求の範囲
[1] Snを 3. 0-13. Omass%含み、残部が Cuおよび不可避不純物からなり、結晶粒 の直径が 1. 0〜2. O /z mであり、直径が l〜50nmで密度が 106〜101(>個 Zmm2の 析出物 Xと、直径が 50〜500nmで密度が 104〜108個/ mm2の析出物 Yを有する ことを特徴とする銅合金。
[2] 前記析出物 Xおよび Yが Mn、 Mgゝ Crゝ W、 Co、 B、 Niゝ Feゝ Caゝ Siゝ Cu、 Ti、 Zr
、 A1のうち少なくとも 1元素と Pとからなることを特徴とする請求項 1記載の銅合金。
[3] 前記析出物 Xおよび Yが Mn、 Mgゝ Crゝ W、 Co、 B、 Niゝ Feゝ Caゝ Siゝ Cu、 Ti、 Zr
、 A1のうち少なくとも 2つの元素力もなることを特徴とする請求項 1記載の銅合金。
[4] 前記析出物 Xおよび Yが Fe、 Ni、 Pからなることを特徴とする請求項 1記載の銅合 金。
[5] 請求項 1〜4のいずれか 1項に記載の銅合金力 なる電子電気機器部品。
[6] 請求項 1〜4のいずれか 1項に記載の銅合金の製造方法であって、
平均結晶粒径が l〜15 /z mの再結晶組織を 40〜70%の加工率で冷間加工し、そ の後に、
結晶粒径が 1〜2 μ mの再結晶組織を得る熱処理を行う
各工程を含んでなることを特徴とする銅合金の製造方法。
PCT/JP2006/303997 2005-03-02 2006-03-02 銅合金とその製造方法 WO2006093233A1 (ja)

Priority Applications (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN200680005435.9A CN101124345B (zh) 2005-03-02 2006-03-02 铜合金及其制造方法
EP06715106.8A EP1862560A4 (en) 2005-03-02 2006-03-02 COPPER ALLOY AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR
US11/849,688 US20080011396A1 (en) 2005-03-02 2007-09-04 Copper alloy and method of producing the same

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2005-056765 2005-03-02
JP2005056765 2005-03-02

Related Child Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
US11/849,688 Continuation US20080011396A1 (en) 2005-03-02 2007-09-04 Copper alloy and method of producing the same

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2006093233A1 true WO2006093233A1 (ja) 2006-09-08

Family

ID=36941262

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2006/303997 WO2006093233A1 (ja) 2005-03-02 2006-03-02 銅合金とその製造方法

Country Status (4)

Country Link
US (1) US20080011396A1 (ja)
EP (1) EP1862560A4 (ja)
CN (1) CN101124345B (ja)
WO (1) WO2006093233A1 (ja)

Families Citing this family (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5224415B2 (ja) * 2008-07-31 2013-07-03 古河電気工業株式会社 電気電子部品用銅合金材料とその製造方法
WO2010071220A1 (ja) * 2008-12-19 2010-06-24 古河電気工業株式会社 電気電子部品用銅合金材およびその製造方法
DE202009004763U1 (de) * 2009-04-30 2010-09-16 Rema Lipprandt Gmbh & Co. Kg Elektrische Steckvorrichtung
JP5802150B2 (ja) * 2012-02-24 2015-10-28 株式会社神戸製鋼所 銅合金
JP6039999B2 (ja) * 2012-10-31 2016-12-07 Ｄｏｗａメタルテック株式会社 Ｃｕ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金板材およびその製造法
JP6686293B2 (ja) * 2015-04-21 2020-04-22 株式会社オートネットワーク技術研究所 銅合金線、銅合金撚線、被覆電線およびワイヤーハーネス
DE102016002604A1 (de) * 2016-03-03 2017-09-07 Wieland-Werke Ag Zinnhaltige Kupferlegierung, Verfahren zu deren Herstellung sowie deren Verwendung
CN107723503B (zh) * 2017-09-14 2019-06-18 西安理工大学 一种电脉冲辅助制备高固溶度铜锡钛合金的方法
KR101834335B1 (ko) * 2017-11-02 2018-04-13 주식회사 풍산 고강도 및 고전기전도도 특성을 가진 전기전자 부품 및 반도체용 동합금 및 이의 제조 방법
CN107604203A (zh) * 2017-11-16 2018-01-19 宁波兴业盛泰集团有限公司 一种高强度高弹性的锡青铜合金及其固溶工艺
JP7202121B2 (ja) * 2018-09-27 2023-01-11 Ｄｏｗａメタルテック株式会社 Ｃｕ－Ｎｉ－Ａｌ系銅合金板材およびその製造方法並びに導電ばね部材

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH06172896A (ja) * 1992-12-04 1994-06-21 Nikko Kinzoku Kk 高力高導電性銅合金
WO2002053790A1 (fr) * 2000-12-28 2002-07-11 Nippon Mining & Metals Co., Ltd. Alliage de cuivre haute resistance ayant une excellente aptitude au pliage et son procede de fabrication, terminal et connecteur comportant cet alliage
JP2003105464A (ja) * 2001-09-27 2003-04-09 Kiyomine Kinzoku Kogyo Kk コネクター用銅基合金板及びその製造方法

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3923558A (en) * 1974-02-25 1975-12-02 Olin Corp Copper base alloy
JPS572849A (en) * 1980-06-04 1982-01-08 Kobe Steel Ltd Copper alloy for electronic parts
JPH0387341A (ja) * 1989-08-30 1991-04-12 Nippon Mining Co Ltd 曲げ加工性の良好な高強度りん青銅の製造方法
US5820701A (en) * 1996-11-07 1998-10-13 Waterbury Rolling Mills, Inc. Copper alloy and process for obtaining same
US6679956B2 (en) * 1997-09-16 2004-01-20 Waterbury Rolling Mills, Inc. Process for making copper-tin-zinc alloys
JP4154131B2 (ja) * 2001-03-30 2008-09-24 日鉱金属株式会社 フォーク型コンタクト用の高強度りん青銅及びその製造方法
JP2003293056A (ja) * 2002-03-29 2003-10-15 Nippon Mining & Metals Co Ltd プレス加工性に優れたりん青銅条
KR100508468B1 (ko) * 2002-03-29 2005-08-17 닛꼬 긴조꾸 가꼬 가부시키가이샤 굽힘 가공성이 우수한 인청동조

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH06172896A (ja) * 1992-12-04 1994-06-21 Nikko Kinzoku Kk 高力高導電性銅合金
WO2002053790A1 (fr) * 2000-12-28 2002-07-11 Nippon Mining & Metals Co., Ltd. Alliage de cuivre haute resistance ayant une excellente aptitude au pliage et son procede de fabrication, terminal et connecteur comportant cet alliage
JP2003105464A (ja) * 2001-09-27 2003-04-09 Kiyomine Kinzoku Kogyo Kk コネクター用銅基合金板及びその製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP1862560A4 *

Also Published As

Publication number Publication date
CN101124345A (zh) 2008-02-13
EP1862560A1 (en) 2007-12-05
CN101124345B (zh) 2011-02-09
EP1862560A4 (en) 2013-09-18
US20080011396A1 (en) 2008-01-17

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2006093233A1 (ja) 銅合金とその製造方法
WO2006093140A1 (ja) 銅合金
TWI475119B (zh) Cu-Zn-Sn-Ni-P alloy
WO2011125554A1 (ja) 電子材料用Ｃｕ－Ｎｉ－Ｓｉ－Ｃｏ系銅合金及びその製造方法
JP2006265731A (ja) 銅合金
CN108431257B (zh) 电子电气设备用铜合金、电子电气设备用铜合金板条材、电子电气设备用组件、端子、汇流条及继电器用可动片
WO2017170699A1 (ja) 電子・電気機器用銅合金、電子・電気機器用銅合金板条材、電子・電気機器用部品、端子、バスバー、及び、リレー用可動片
JP2011231393A (ja) 銅合金板材および銅合金板材の製造方法、電気・電子部品
TW201439344A (zh) 高強度Ｃｕ－Ｎｉ－Ｃｏ－Ｓｉ系銅合金板材，及其製造方法，及導電性組件
JP2007100111A (ja) プレス打抜き性の良いＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系銅合金およびその製造法
KR100861152B1 (ko) 구리합금
JP3977376B2 (ja) 銅合金
TWI429764B (zh) Cu-Co-Si alloy for electronic materials
KR101515668B1 (ko) 동합금 판재
CN112055756B (zh) 具有优异的弯曲成形性的cu-co-si-fe-p基合金及其生产方法
KR20130109209A (ko) 전자 재료용 Cu-Si-Co 계 구리 합금 및 그 제조 방법
KR101627696B1 (ko) 자동차 및 전기전자 부품용 동합금재 및 그의 제조 방법
JPH0920943A (ja) 電子電気部品用銅合金およびその製造方法
JP5202812B2 (ja) 銅合金とその製造方法
JP4875772B2 (ja) 電気電子部品用銅合金板材およびその製造方法
JP6045635B2 (ja) 銅合金板材の製造方法
JP4810703B2 (ja) 銅合金の製造法
CN110573635B (zh) 铜合金板材及其制造方法
JP5325178B2 (ja) 強度、導電率及び曲げ加工性に優れたＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金及びその製造方法
JP2004269962A (ja) 高力銅合金

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 200680005435.9

Country of ref document: CN

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 11849688

Country of ref document: US

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2006715106

Country of ref document: EP

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: RU

WWP Wipo information: published in national office

Ref document number: 2006715106

Country of ref document: EP

WWP Wipo information: published in national office

Ref document number: 11849688

Country of ref document: US