JPH0387341A - 曲げ加工性の良好な高強度りん青銅の製造方法 - Google Patents
曲げ加工性の良好な高強度りん青銅の製造方法Info
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- JPH0387341A JPH0387341A JP22152589A JP22152589A JPH0387341A JP H0387341 A JPH0387341 A JP H0387341A JP 22152589 A JP22152589 A JP 22152589A JP 22152589 A JP22152589 A JP 22152589A JP H0387341 A JPH0387341 A JP H0387341A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
［産業上の利用分野］
本発明の製造方法は、電子部品を始めとする高強度でか
つ良好な曲げ加工性が要求され、場合によっては高いば
ね性が要求されるあらゆる分野の製品に利用可能である
。
つ良好な曲げ加工性が要求され、場合によっては高いば
ね性が要求されるあらゆる分野の製品に利用可能である
。
［従来の技術］
従来強度が要求される電子部品には、黄銅、洋白、りん
青銅、ベリリウム銅等の銅合金や、ステンレス等の鉄合
金が用いられている。これらの電子部品用の材料の中で
、りん青銅は強度も高く、曲げ加工性、耐食性、耐応力
腐食割れ性も良好であり、広く利用されている。しかし
、近年、部品の小型化に伴ない、電子部品用の材料も薄
肉化の傾向があり、そうした場合、材料には高強度であ
ることが要求されるようになった。ところかりん青銅の
強化機構はＣｕ中へのＳｎの固溶強化と冷間加工（圧延
）による加工硬化の組み合せによるものであり、高強度
なりん青銅を得ようとすると、冷間圧延の加工度を高く
しなければならず、そのため曲げ加工性が悪くなる。特
に曲げ軸が圧延方向に対し平行方向の曲げ加工性が悪く
なる。また、りん青銅の加工硬化による強度の向上もお
のずと限界がある。
青銅、ベリリウム銅等の銅合金や、ステンレス等の鉄合
金が用いられている。これらの電子部品用の材料の中で
、りん青銅は強度も高く、曲げ加工性、耐食性、耐応力
腐食割れ性も良好であり、広く利用されている。しかし
、近年、部品の小型化に伴ない、電子部品用の材料も薄
肉化の傾向があり、そうした場合、材料には高強度であ
ることが要求されるようになった。ところかりん青銅の
強化機構はＣｕ中へのＳｎの固溶強化と冷間加工（圧延
）による加工硬化の組み合せによるものであり、高強度
なりん青銅を得ようとすると、冷間圧延の加工度を高く
しなければならず、そのため曲げ加工性が悪くなる。特
に曲げ軸が圧延方向に対し平行方向の曲げ加工性が悪く
なる。また、りん青銅の加工硬化による強度の向上もお
のずと限界がある。
そのため、強度が要求される部位には、ベリリウム銅が
一般に用いられている。しかしベリリウム銅は高価であ
り、又、プレス加工後に熱処理が必要な場合もあり、か
なりトータルコストが高くなる。
一般に用いられている。しかしベリリウム銅は高価であ
り、又、プレス加工後に熱処理が必要な場合もあり、か
なりトータルコストが高くなる。
［発明が解決しようとする課題］
上述のように、部品の小型化に伴ない、高強度の材料が
要求されるようになってきているが、従来のりん青銅で
は限界があり、又ベリリウム銅では高価すぎるため、安
価で高強度でかつ曲げ加工性も良好である材料が待ち望
まれている。
要求されるようになってきているが、従来のりん青銅で
は限界があり、又ベリリウム銅では高価すぎるため、安
価で高強度でかつ曲げ加工性も良好である材料が待ち望
まれている。
［課題を解決するための手段］
本発明はこのような点に鑑み、高強度で安価でかつ曲げ
加工性に優れたりん青銅の製造方法を提供するものであ
る。
加工性に優れたりん青銅の製造方法を提供するものであ
る。
すなわち、本発明は、Ｓ ｎ ３．５〜９．０ｗｔ％
、Ｐ ０．００１〜０．３０ｗｔ％、Ｎ ｉ （１
，ＱＯ１〜０．５０ｗｔ％を含み、あるいはさらに副成
分としてＦｅ５Ｍｇ。
、Ｐ ０．００１〜０．３０ｗｔ％、Ｎ ｉ （１
，ＱＯ１〜０．５０ｗｔ％を含み、あるいはさらに副成
分としてＦｅ５Ｍｇ。
Ａ Ｉ ＳＳ ｌ ％Ｃｒ ％ Ｍ ｎ ｓ Ｃｏ、Ｚ
ｎ、Ｔｉ。
ｎ、Ｔｉ。
Ｚｒ５Ｐｂの中から１種又は２１５ｉ以上を０．００１
〜２．０ｗｔ％含み、残部Ｃｕおよび不可避的な不純物
からなるりん青銅において、１５０〜６５０℃の温度で
結晶粒が０．０（１１〜０．０２５ｍａ＋になり、かつ
ＮｉとＰが金属間化合物として析出する様に焼鈍するこ
とを特徴とする曲げ加工性の良好な高強度りん青銅の製
造方法であり、かつ、上記結晶粒が０．００１〜０．０
２５ｍｍに成長したりん青銅を９０％以下の加工度で冷
間圧延することを特徴とする曲げ加工性が良好な高強度
りん青銅の製造方性であり、かつ、上記９０％以下の加
工度で冷間圧延したりん青銅を１５０〜６５０℃の温度
で再結晶しない程度の時間歪取焼鈍を行うことを特徴と
する曲げ加工性の良好な高強度りん青銅の製造方法に関
するものである。
〜２．０ｗｔ％含み、残部Ｃｕおよび不可避的な不純物
からなるりん青銅において、１５０〜６５０℃の温度で
結晶粒が０．０（１１〜０．０２５ｍａ＋になり、かつ
ＮｉとＰが金属間化合物として析出する様に焼鈍するこ
とを特徴とする曲げ加工性の良好な高強度りん青銅の製
造方法であり、かつ、上記結晶粒が０．００１〜０．０
２５ｍｍに成長したりん青銅を９０％以下の加工度で冷
間圧延することを特徴とする曲げ加工性が良好な高強度
りん青銅の製造方性であり、かつ、上記９０％以下の加
工度で冷間圧延したりん青銅を１５０〜６５０℃の温度
で再結晶しない程度の時間歪取焼鈍を行うことを特徴と
する曲げ加工性の良好な高強度りん青銅の製造方法に関
するものである。
以下に本発明により曲げ加工性が良好な高強度りん青銅
が得られる理由を述べる。
が得られる理由を述べる。
前にも述べたように、りん青銅はＣｕ中へのＳｎの固溶
強化と冷間加工（圧延）による加工硬化を組合せたもの
であるが、Ｓｎ、ｉｌを３．５〜９、Ｏｗｔ％とするの
は、３゜５ｗｔ％未満では強度は若干向上するものの不
十分であり、９．０ｗｔ％を超えると、製造性及び加工
性が困難になるためである。すなわち、Ｓｎｍが９．Ｏ
ｗｔ％を超えると溶解鋳造時の凝固収縮量が大きくなり
、インゴットの内部欠陥が発生し易くなり、又、冷間加
工性も著しく劣化するためである。Ｐを添加するのは脱
酸及び靭性を持たせるためであるが、添加量を０．００
１〜０．３０ｗｔ％とするのは、０．００１ｖＬ％未満
ではその効果がなく 、０．３０ｗｔ％を超えると導電
率が低下し、耐ＳＣＣ性及び錫又ははんだめっきの耐熱
剥離性が著しく劣化するためである。Ｎｉを０．００１
〜０．５０ｗｔ％添加する理由は、Ｎｉによる固溶強化
に合わせて、ＮｉはＰと金属間化合物を作り易く、この
粒子を析出させることにより、強度を向上させるためで
ある。
強化と冷間加工（圧延）による加工硬化を組合せたもの
であるが、Ｓｎ、ｉｌを３．５〜９、Ｏｗｔ％とするの
は、３゜５ｗｔ％未満では強度は若干向上するものの不
十分であり、９．０ｗｔ％を超えると、製造性及び加工
性が困難になるためである。すなわち、Ｓｎｍが９．Ｏ
ｗｔ％を超えると溶解鋳造時の凝固収縮量が大きくなり
、インゴットの内部欠陥が発生し易くなり、又、冷間加
工性も著しく劣化するためである。Ｐを添加するのは脱
酸及び靭性を持たせるためであるが、添加量を０．００
１〜０．３０ｗｔ％とするのは、０．００１ｖＬ％未満
ではその効果がなく 、０．３０ｗｔ％を超えると導電
率が低下し、耐ＳＣＣ性及び錫又ははんだめっきの耐熱
剥離性が著しく劣化するためである。Ｎｉを０．００１
〜０．５０ｗｔ％添加する理由は、Ｎｉによる固溶強化
に合わせて、ＮｉはＰと金属間化合物を作り易く、この
粒子を析出させることにより、強度を向上させるためで
ある。
添加量を０．００１〜０．５０ｗｔ％とするのは、０．
００１ｗｔ％未満ではその効果がなく、また、０．５０
ｗｔ％を超えると導電率が低下し、錫又ははんだ耐熱剥
離性が劣化するためである。
００１ｗｔ％未満ではその効果がなく、また、０．５０
ｗｔ％を超えると導電率が低下し、錫又ははんだ耐熱剥
離性が劣化するためである。
副成分としてＦｅ、Ｍｇ、Ａｌ５Ｓ ｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、
Ｃ０％ Ｚｎ、Ｔ ｉ、Ｚ ｒ、Ｐｂの中から１種又は
２種以上をｏ、ｏｏｔ〜２．０ｗｔ％添加するのは、強
度を向上させるためであるが、添加量を０．００１〜２
．Ｏｗｔ％とする理由は、０．００１ｗｔ％未満ではそ
の効果がなく、２．０ｗｔ％を超えると加工性が著しく
劣化し、導電率、はんだ付は性が劣化するためである。
Ｃ０％ Ｚｎ、Ｔ ｉ、Ｚ ｒ、Ｐｂの中から１種又は
２種以上をｏ、ｏｏｔ〜２．０ｗｔ％添加するのは、強
度を向上させるためであるが、添加量を０．００１〜２
．Ｏｗｔ％とする理由は、０．００１ｗｔ％未満ではそ
の効果がなく、２．０ｗｔ％を超えると加工性が著しく
劣化し、導電率、はんだ付は性が劣化するためである。
このような成分の合金を１５０〜６５０℃の温度で結晶
粒がｏ、ｏｏｉ〜０．０２５ｍｍになり、かつＮｉとＰ
が金属間化合物として析出させるように焼鈍する理由は
、結晶粒をｏ、ｏｏｔ〜０．０２５■と微細に成長させ
ることにより、曲げ加工性を良好にし、かつＮｉとＰの
金属間化合物を析出させ、強度を向上させるためである
。結晶粒を０．００１〜０．０２！ｌｖｍとするのは、
０．００１℃ｍ未満では未再結晶部がほとんどであり、
加工組織が残り、曲げ性は著しく悪（，０，０２５ａｏ
＋を超えると、曲げ加工を施したときに肌荒れし易くな
るためである。１５０〜６５０℃の温度で焼鈍するのは
、再結晶と同時にＮｉとＰの金属間化合物を析出させる
ためであるが、１５０℃未満では再結晶するのに間開が
かかりすぎ、コスト高となり、工業的には無理であり、
６５０℃を超えると、Ｃｕ中へのＮ１５Ｐの固溶量が多
くなり、ＮｉとＰの金属間化合物が析出せず、強度が向
上しないためである。このような条件で焼鈍したりん青
銅において、さらに強度を向上させるため、９０％以下
の加工度で冷間圧延を行う。加工度を９０％未満とする
のは、９０％を超える加工度で冷間圧延を行うと、曲げ
加工性が劣化し、強度もそれ以上あまり向上しないため
である。更にこの冷間圧延したりん青銅を１５０〜６５
０℃の温度で歪取り焼鈍を行うのは、ばね性及び曲げ加
工性を向上させるためであり、テンション・アニーリン
グ・ラインで行えば、良好な形状の材料が得られる。焼
鈍温度を１５０〜６５０℃とするのは１５０℃未満では
焼鈍時間が長すぎ、コスト高になるためであり、６５０
℃を超える適正な焼鈍時間が短くなり、炉の温度、炉を
通板する速度のばらつきの影響を受は易くなり、安定し
た強度、ばね性の材料が得られないためである。
粒がｏ、ｏｏｉ〜０．０２５ｍｍになり、かつＮｉとＰ
が金属間化合物として析出させるように焼鈍する理由は
、結晶粒をｏ、ｏｏｔ〜０．０２５■と微細に成長させ
ることにより、曲げ加工性を良好にし、かつＮｉとＰの
金属間化合物を析出させ、強度を向上させるためである
。結晶粒を０．００１〜０．０２！ｌｖｍとするのは、
０．００１℃ｍ未満では未再結晶部がほとんどであり、
加工組織が残り、曲げ性は著しく悪（，０，０２５ａｏ
＋を超えると、曲げ加工を施したときに肌荒れし易くな
るためである。１５０〜６５０℃の温度で焼鈍するのは
、再結晶と同時にＮｉとＰの金属間化合物を析出させる
ためであるが、１５０℃未満では再結晶するのに間開が
かかりすぎ、コスト高となり、工業的には無理であり、
６５０℃を超えると、Ｃｕ中へのＮ１５Ｐの固溶量が多
くなり、ＮｉとＰの金属間化合物が析出せず、強度が向
上しないためである。このような条件で焼鈍したりん青
銅において、さらに強度を向上させるため、９０％以下
の加工度で冷間圧延を行う。加工度を９０％未満とする
のは、９０％を超える加工度で冷間圧延を行うと、曲げ
加工性が劣化し、強度もそれ以上あまり向上しないため
である。更にこの冷間圧延したりん青銅を１５０〜６５
０℃の温度で歪取り焼鈍を行うのは、ばね性及び曲げ加
工性を向上させるためであり、テンション・アニーリン
グ・ラインで行えば、良好な形状の材料が得られる。焼
鈍温度を１５０〜６５０℃とするのは１５０℃未満では
焼鈍時間が長すぎ、コスト高になるためであり、６５０
℃を超える適正な焼鈍時間が短くなり、炉の温度、炉を
通板する速度のばらつきの影響を受は易くなり、安定し
た強度、ばね性の材料が得られないためである。
以上の製造方法により、曲げ加工性の良好な高強度りん
青銅が得られる。
青銅が得られる。
［実施例］
本発明を実施例をもって具体的に説明する。
第１表にかかる成分のりん青銅を表中に示した製造条件
にて焼２１ｔ１１圧延を行い、０．２５＋ｎｍの厚さの
板材を得た。表中、比較例のＮｏ、２０は市販のベリリ
ウム銅（Ｃ１７２０−８８）の０．２５１１１１１の板
材である。これらの例について、引張強さ、伸び、ばね
限界値、導電率、Ｎ１−Ｐ金属間化合物密度、曲げ加工
性、耐食性、耐応力腐食割れ性（以下耐ＳＣＣ性と称す
）、はんだ付は性、はんた耐熱剥離性を調査した。引張
強さ、伸びはＪＩＳ５号引張試験片を用い測定した。ば
ね限界値は１０■幅で１１００１ａ長さの短所に加工し
測定した。導電率は１０ｍｍ幅で１００１長さの短所に
加圧し、４端子法により測定した。Ｎ１−Ｐ金属間化合
物密度は、Ｘ線マイクロアナライザーにより５０００倍
の視野で観察し、確認できる０、０５μｍから １．０
μｍまでの化合物数を５０μｍ×５０μｍの範囲につい
て求めた。耐食性はＪＩＳＨ６５０２に準じ、試料表面
を１２００工メリー紙にて研摩後、４０℃、９０％ＲＨ
において２５ｐｐｍ Ｓ Ｏ２雰囲気に１４日間暴露し
、暴露前後の重量変化を測定した。この単αは腐食減量
を示す。（ｍｄｄ ：ｍ ｇ ／ ｄ ｍ ２／ｄａｙ
） 耐ＳＣＣ性は１２．５１幅で１５０ｍｍ長さの短ｍ試験
片に加工し、第１図に示すようにこの短Ｆｇ＋ｌをルー
プ状にタコ糸２で縛り、２倍に純水で希釈したアンモニ
ア水３交を含む２０交デシケータ内に暴露し、割れが発
生するまでの日数を調査した。はんだ付は性は試料表面
を＃ １２００工メリー紙にて研摩した後１０ＩＩＩ１
幅で５０ＩＩＩＩ１１の長さに加工し、沸騰蒸気に１時
間暴露後ロジン系フラックスを用い、２３０℃の６０Ｓ
ｎ／ ４０Ｐｂはんだに５秒間浸漬し、外観を観察し、
９５％以上の面積がはんだにより被覆されている場合を
良好とした。はんだめっき耐熱剥離性は試料表面を６１
２００工メリー紙にて研摩後、６０Ｓｎ／ ４０Ｐｂは
んだを電気めっきし、１５０℃にて加熱し、１００時間
毎に取り出し、板厚（０，２５ＩＩＩｍ）の内側曲げ半
径で９０°曲げを往復１回行い、曲げ部のはんだめっき
の剥離の有無を調べた。また、曲げ加工性は、１００１
１１幅に試料を加工した後、ＣＥ Ｓ ＭＯＯＯ２に準
じ、Ｗ曲げ試験を行い、曲げ部の外観を観察した。
にて焼２１ｔ１１圧延を行い、０．２５＋ｎｍの厚さの
板材を得た。表中、比較例のＮｏ、２０は市販のベリリ
ウム銅（Ｃ１７２０−８８）の０．２５１１１１１の板
材である。これらの例について、引張強さ、伸び、ばね
限界値、導電率、Ｎ１−Ｐ金属間化合物密度、曲げ加工
性、耐食性、耐応力腐食割れ性（以下耐ＳＣＣ性と称す
）、はんだ付は性、はんた耐熱剥離性を調査した。引張
強さ、伸びはＪＩＳ５号引張試験片を用い測定した。ば
ね限界値は１０■幅で１１００１ａ長さの短所に加工し
測定した。導電率は１０ｍｍ幅で１００１長さの短所に
加圧し、４端子法により測定した。Ｎ１−Ｐ金属間化合
物密度は、Ｘ線マイクロアナライザーにより５０００倍
の視野で観察し、確認できる０、０５μｍから １．０
μｍまでの化合物数を５０μｍ×５０μｍの範囲につい
て求めた。耐食性はＪＩＳＨ６５０２に準じ、試料表面
を１２００工メリー紙にて研摩後、４０℃、９０％ＲＨ
において２５ｐｐｍ Ｓ Ｏ２雰囲気に１４日間暴露し
、暴露前後の重量変化を測定した。この単αは腐食減量
を示す。（ｍｄｄ ：ｍ ｇ ／ ｄ ｍ ２／ｄａｙ
） 耐ＳＣＣ性は１２．５１幅で１５０ｍｍ長さの短ｍ試験
片に加工し、第１図に示すようにこの短Ｆｇ＋ｌをルー
プ状にタコ糸２で縛り、２倍に純水で希釈したアンモニ
ア水３交を含む２０交デシケータ内に暴露し、割れが発
生するまでの日数を調査した。はんだ付は性は試料表面
を＃ １２００工メリー紙にて研摩した後１０ＩＩＩ１
幅で５０ＩＩＩＩ１１の長さに加工し、沸騰蒸気に１時
間暴露後ロジン系フラックスを用い、２３０℃の６０Ｓ
ｎ／ ４０Ｐｂはんだに５秒間浸漬し、外観を観察し、
９５％以上の面積がはんだにより被覆されている場合を
良好とした。はんだめっき耐熱剥離性は試料表面を６１
２００工メリー紙にて研摩後、６０Ｓｎ／ ４０Ｐｂは
んだを電気めっきし、１５０℃にて加熱し、１００時間
毎に取り出し、板厚（０，２５ＩＩＩｍ）の内側曲げ半
径で９０°曲げを往復１回行い、曲げ部のはんだめっき
の剥離の有無を調べた。また、曲げ加工性は、１００１
１１幅に試料を加工した後、ＣＥ Ｓ ＭＯＯＯ２に準
じ、Ｗ曲げ試験を行い、曲げ部の外観を観察した。
曲げ軸は圧延方向に平行方向（Ｂａｄ ｗａｙ）とし、
内側曲げ半径は板厚（０，２５■）と同一とした。
内側曲げ半径は板厚（０，２５■）と同一とした。
＋Ｉｈげ加工性のｉ１１定は外観により、良好、肌荒れ
、割れ発生と３段階とした。
、割れ発生と３段階とした。
第１表中、本発明例は、Ｃｕ−５，１ｗＬ％５ｎ−０，
０４ｗＬ％Ｐ −０，２３ｗｔ％Ｎｉを基本成分とした
ものと、Ｃｕ−７，６ｗｔ％５ｎ−０，口９ｗｔＰ −
０，３７ｗｔ％Ｎｉを基本成分としたものに副成分を添
加した合金において、３５０〜４００ ”Ｃにて０．０
０７〜０．０１５ｍｍに結晶粒が成長するまで焼鈍した
後、５０〜７０％の加工度で冷間圧延を行い、その後歪
取焼業屯を行ったものであり、Ｎｔ−Ｐ金属間化合物も
かなりの量析出していて、高強度でばね性も高く、曲げ
加工性も良好で他の特性も良好であることがわかる。
０４ｗＬ％Ｐ −０，２３ｗｔ％Ｎｉを基本成分とした
ものと、Ｃｕ−７，６ｗｔ％５ｎ−０，口９ｗｔＰ −
０，３７ｗｔ％Ｎｉを基本成分としたものに副成分を添
加した合金において、３５０〜４００ ”Ｃにて０．０
０７〜０．０１５ｍｍに結晶粒が成長するまで焼鈍した
後、５０〜７０％の加工度で冷間圧延を行い、その後歪
取焼業屯を行ったものであり、Ｎｔ−Ｐ金属間化合物も
かなりの量析出していて、高強度でばね性も高く、曲げ
加工性も良好で他の特性も良好であることがわかる。
一方、比較例でＮｏ、１２は結晶粒が０．００１■未満
であるため、曲げ加工性が悪く、Ｎ１−Ｐ金属間化合物
の析出量も少ない。Ｎｏ、１３は結晶粒が０．０４０＋
ｍと大きいため、曲げ加工の際肌荒れが生じる。Ｎｏ、
１４は加工度が９５％と高いため、曲げ加工性が悪い。
であるため、曲げ加工性が悪く、Ｎ１−Ｐ金属間化合物
の析出量も少ない。Ｎｏ、１３は結晶粒が０．０４０＋
ｍと大きいため、曲げ加工の際肌荒れが生じる。Ｎｏ、
１４は加工度が９５％と高いため、曲げ加工性が悪い。
Ｎｏ、１５は高温で焼鈍したため、ＮｉとＰの金属間化
合物がほとんど析出せず、強度があまり高くなく、導電
率も低温焼鈍したＮｏ、１に比べて低い。Ｎｏ、１Ｂは
Ｎｉを添加していないため、Ｎ１−Ｐ金属間化合物は生
成せず、Ｃｕ中へ全てＰが固溶するため、Ｎｏ、６と比
較し導電率が低く、強度も高くない。Ｎｏ。
合物がほとんど析出せず、強度があまり高くなく、導電
率も低温焼鈍したＮｏ、１に比べて低い。Ｎｏ、１Ｂは
Ｎｉを添加していないため、Ｎ１−Ｐ金属間化合物は生
成せず、Ｃｕ中へ全てＰが固溶するため、Ｎｏ、６と比
較し導電率が低く、強度も高くない。Ｎｏ。
１７はＰｆｉが多すぎるため、耐ＳＣＣ性、はんだ耐熱
剥離性が極めて悪く、導電率も低い。Ｎｏ。
剥離性が極めて悪く、導電率も低い。Ｎｏ。
１８は副成分の添加量が４．２ｗｔ％と多いため、導電
率が低く、はんだ付は性も悪い。Ｎ、１９は５ｎｆｉが
多すぎるため、強度は高いが曲げ加工性が悪い。Ｎｏ、
２０は市販のベリリウム銅であり、本発明の例に比べて
高強度であり、導電率も高いが、曲げ加工性が悪く、耐
ＳＣＣ性もあまり良好でない。
率が低く、はんだ付は性も悪い。Ｎ、１９は５ｎｆｉが
多すぎるため、強度は高いが曲げ加工性が悪い。Ｎｏ、
２０は市販のベリリウム銅であり、本発明の例に比べて
高強度であり、導電率も高いが、曲げ加工性が悪く、耐
ＳＣＣ性もあまり良好でない。
［発明の効果］
本発明は曲げ加工性を損わずにりん青銅を高強度化する
製造方法であり、電子部品小型化、薄肉化に対し、安価
に対応し得る製造方法である。
製造方法であり、電子部品小型化、薄肉化に対し、安価
に対応し得る製造方法である。
第１図は耐ＳＣＣ性試験片の斜視図を示す。
１・・・短所、２・・・タコ糸。
Claims (6)
- （１）Ｓｎ３．５〜９．０ｗｔ％、Ｐ０．００１〜０．
３０ｗｔ％、Ｎｉ０．００１〜０．５０ｗｔ％を含み、
残部Ｃｕおよび不可避的な不純物からなるりん青銅にお
いて、１５０〜６５０℃の温度で結晶粒が０．００１〜
０．０２５ｍｍになり、かつＮｉとＰが金属間化合物と
して析出する様に焼鈍することを特徴とする曲げ加工性
の良好な高強度りん青銅の製造方法。 - （２）請求項（１）記載の結晶粒が０．００１〜０．０
２５ｍｍであり、かつＮｉとＰが金属間化合物として析
出する様に焼鈍したりん青銅において、さらに９０％以
下の加工度で冷間圧延を行うことを特徴とする曲げ加工
性の良好な高強度りん青銅の製造方法。 - （３）請求項（２）記載の９０％以下の加工度で冷間圧
延を行ったりん青銅において、１５０〜６５０℃の温度
で再結晶しない時間歪取焼鈍を行うことを特徴とする曲
げ加工性の良好な高強度りん青銅の製造方法。 - （４）Ｓｎ３．５〜９．０ｗｔ％、Ｐ０．００１〜０．
３０ｗｔ％、Ｎｉ０．００１〜０．５０ｗｔ％を含み、
さらに副成分としてＦｅ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍ
ｎ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｐｂの中から１種又は２
種以上を０．００１〜２．０ｗｔ％含み、残部Ｃｕおよ
び不可避的な不純物からなるりん青銅において、１５０
〜６５０℃の温度で結晶粒が０．００１〜０．０２５ｍ
ｍになり、かつＮｉとＰが金属間化合物として析出する
様に焼鈍することを特徴とする曲げ加工性の良好な高強
度りん青銅の製造方法。 - （５）請求項（４）記載の結晶粒が０．００１〜０．０
２５ｍｍであり、かつＮｉとＰが金属間化合物として析
出する様に焼鈍したりん青銅において、さらに９０％以
下の加工度で冷間圧延を行うことを特徴とする曲げ加工
性の良好な高強度りん青銅の製造方法。 - （６）請求項（５）記載の９０％以下の加工度で冷間圧
延を行ったりん青銅において、１５０〜６５０℃の温度
で再結晶しない時間歪取焼鈍を行うことを特徴とする曲
げ加工性の良好な高強度りん青銅の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22152589A JPH0387341A (ja) | 1989-08-30 | 1989-08-30 | 曲げ加工性の良好な高強度りん青銅の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22152589A JPH0387341A (ja) | 1989-08-30 | 1989-08-30 | 曲げ加工性の良好な高強度りん青銅の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0387341A true JPH0387341A (ja) | 1991-04-12 |
Family
ID=16768081
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP22152589A Pending JPH0387341A (ja) | 1989-08-30 | 1989-08-30 | 曲げ加工性の良好な高強度りん青銅の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0387341A (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1998020176A1 (en) * | 1996-11-07 | 1998-05-14 | Waterbury Rolling Mills, Inc. | Copper alloy and process for obtaining same |
| US5865910A (en) * | 1996-11-07 | 1999-02-02 | Waterbury Rolling Mills, Inc. | Copper alloy and process for obtaining same |
| US6149741A (en) * | 1996-07-30 | 2000-11-21 | Establissements Griset | Copper-based alloy having a high electrical conductivity and a high softening temperature for application in electronics |
| US6436206B1 (en) | 1999-04-01 | 2002-08-20 | Waterbury Rolling Mills, Inc. | Copper alloy and process for obtaining same |
| US6471792B1 (en) | 1998-11-16 | 2002-10-29 | Olin Corporation | Stress relaxation resistant brass |
| EP1862560A4 (en) * | 2005-03-02 | 2013-09-18 | Furukawa Electric Co Ltd | Copper alloy and method for production thereof |
| JP5873590B1 (ja) * | 2015-05-22 | 2016-03-01 | 株式会社藤井製作所 | 快削りん青銅棒線材 |
| CN114214530A (zh) * | 2021-12-06 | 2022-03-22 | 宁波金田铜业(集团)股份有限公司 | 一种耐腐蚀锡磷青铜线材的制备方法 |
-
1989
- 1989-08-30 JP JP22152589A patent/JPH0387341A/ja active Pending
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| US6149741A (en) * | 1996-07-30 | 2000-11-21 | Establissements Griset | Copper-based alloy having a high electrical conductivity and a high softening temperature for application in electronics |
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