JPH0418016B2

JPH0418016B2 -

Info

Publication number: JPH0418016B2
Application number: JP60239827A
Authority: JP
Inventors: Akira Sugawara; Mitsutomi Iwasaka; Kazutaka Nakajima; Naoyuki Kanehara
Original assignee: DOWA KINZOKU KOGYO KK; DOWA KOGYO KK
Current assignee: DOWA KINZOKU KOGYO KK; DOWA KOGYO KK
Priority date: 1985-10-26
Filing date: 1985-10-26
Publication date: 1992-03-26
Also published as: JPS6299430A

Description

【発明の詳細な説明】

〔産業上の利用分野〕本発明は、ばね性、強度、導電率および加工性
が共に優れた端子・コネクター用の銅基合金およ
びその製造法に関する。〔従来の技術〕プラグ側およびソケツト側の導電端子を構成す
る端子・コネクター用材料は、その形状や大きさ
を問わず、弾性、強度、応力緩和特性、耐食性等
の様々の諸特性を兼備したうえ加工が容易で且つ
安価な材料であることが要求される。かような端
子・コネクター用材料として、従来より最も普通
に使用されているものに黄銅およびりん青銅があ
る。Ni，Fe，Ｐ，SnおよびＢをCuに適量含有さ
せた導電材料（リードフレーム材料）が同一出願
人に係る特公昭59−39492号公報に示されている。〔発明が解決しようとする問題点〕黄銅は成形加工性が非常に良好で且つ安価であ
るという長所を持つが、耐食性、耐応力腐食割れ
性が極端に悪いので、急激な進歩を遂げている最
近の電気または電子工業における端子・コネクタ
ー材料としては信頼性に欠ける場合がある。りん
青銅は強度、ばね性、耐食性および耐応力腐食割
れ性は良好であるが、Snを3.0％以上含有するの
で高価であり、また応力緩和性が悪いという問題
がある。特公昭59−39492号公報に記載の材料はリード
フレーム材料としては優れたものであるが、ばね
限界値が低いので端子・コネクター用には適さな
い。また、強度も端子・コネクター用としては十
分ではない。〔問題点を解決する手段〕本発明は上記のような問題点を解決した端子・
コネクター用材料として、重量％において、
Sn；1.0〜2.0％，Ni；0.05〜0.40％，Fe；0.16〜
0.40％，Ｐ；0.05〜0.10％，Ｂ；0.005〜0.06％、
残部がCuおよび不可避的不純物からなり、Snお
よびＢを固溶した銅マトリツクス中にFe−Ni−
Ｐ系化合物が分散析出した組織を有する銅基合金
を提供するものである。本発明による銅基合金
は、Snの適量の添加によつてばね性を発現させ
ると共に強度を高め且つFe−Ni−Ｐ系化合物に
よる析出硬化によつて端子・コネクターにとつて
好ましい諸特性を発現した点に基本的な特徴があ
る。そして、端子・コネクターにとつて好ましい
諸特性を有利に発現させるための本発明合金の製
造法として、Sn；1.0〜2.0％，Ni；0.05〜0.40％，
Fe；0.16〜0.40％，Ｐ；0.05〜0.10％，Ｂ；0.005
〜0.06％、残部がCuおよび不可避的不純物からな
る銅基合金の鋳片を製造する工程、この鋳片を圧下率60％以上、熱延仕上温度700
℃以上のもとで熱間圧延したうえ、該熱延仕上温
度から300℃以下の温度にまで30℃／分以上の冷
却速度で冷却して前記合金元素の実質的に全てが
銅中に固溶した熱延板を得る工程、得られた熱延板を圧下率50％以上のもとで第一
回目の冷間圧延を行い、この第一回目の冷間圧延
のあとで400〜600℃の温度で５〜720分間の焼鈍
行つてSnおよびＢを固溶した銅マトリツクス中
にFe−Ni−Ｐ系化合物を微細に分散析出させる
工程、この焼鈍材を、所望板厚にまで冷間圧延によつ
て板厚減少を行う工程、そして、最終冷間圧延後に300〜750℃の温度で
５〜180秒のテンシヨンアニールを行う工程、を経る端子・コネクター用銅基合金の製造法を提
供するものである。本発明の銅基合金の添加元素の含有量（重量
％）について、その範囲を定めた理由の概要を説
明すると如くである。 Snは、銅マトリツクス中に固溶して強度とば
ね限界値を向上させる。この効果はSn含有量が
1.0％未満では十分ではなく、他方、Sn含有量が
2.0％を越えると導電性および熱間加工性が悪く
なり、また経済的にも不利となる。この理由から
本発明銅基合金のSn含有量は1.0〜2.0％の範囲と
する。 Niは、銅マトリツクス中に固溶して強度、耐
軟化性および耐食性を向上させるが、さらに、本
発明合金の特徴であるFe−Ni−Ｐ系化合物の形
成に寄与する元素であり、このためには少なくと
も0.05％以上の添加が必要である。しかし、0.40
％を越えて含有させると、導電率の低下が顕著と
なり、また経済的にも不利となる。したがつて、
Ni含有量は0.05〜0.40％とする。 Feは、銅マトリツクス中に過飽和に固溶させ
ると時効によりNiおよびＰと化合物を形成して
銅マトリツクス中に析出し、強度、ばね限界値お
よび耐軟化性を向上させる。Fe含有量が0.16％未
満では強度、ばね限界値および耐軟化性が低く、
0.40％を越えると導電率および成形加工性が低下
する。したがつて、Fe含有量は0.16〜0.40％の範
囲とする。Ｐは、本発明合金の溶製時において脱酸剤とし
て機能し、SnおよびFeの酸化防止作用も供すし
て、健全なインゴツトを得るうえで重要な役割を
果たす。そして、銅マトリツクス中に過飽和に固
溶したＰは、FeおよびNiと共にFe−Ni−Ｐ系化
合物を形成する。Ｐ含有量が0.05％未満ではこの
ような効果が十分ではなく、また0.10％を越えて
添加すると導電性および加工性が悪くなる。した
がつて、Ｐ含有量は0.05〜0.10％の範囲とする。Ｂは、本発明合金の伸びの改善に寄与する。こ
れは、ＢがＰと共に本発明合金の溶湯の脱酸効果
を高め、銅マトリツクス中の溶質酸素原子を減少
させる結果、加工時の転位との相互作用を減少さ
せるからであると考えられる。Ｂが0.005％未満
では脱酸効果が十分ではなく伸びの改善効果が十
分に発揮できない。Ｂ含有量を多くすれば脱酸効
果は向上するが、Ｂの銅マトリツクス中への固溶
限は室温で約0.06％付近であり、この固溶限を越
えるとCuとＢとの化合物が形成してかえつて加
工性が低下するようになる。この理由からＢ含有
量は0.005〜0.06％の範囲とする。このような成分組成をもつ本発明に従う銅基合
金は、主としてSnによる固溶強化とFe−Ni−Ｐ
系化合物の析出硬化との相乗的な効果によつて、
端子・コネクターに必要な強度とばね限界値を兼
備し且つ十分な導電率を具備することができる。
このような諸特性は、鋳片から熱間圧延工程と冷
間圧延工程を経て所望の板厚にまで加工するさい
の製造条件を適切にコントロールすることによつ
て有利に発揮させることができる。以下にその製
造法の詳細を説明する。熱間圧延工程本発明に従う成分組成の鋳片を溶解鋳造によつ
て製造し、この鋳片（鋳塊）を熱間圧延に供する
のであるが、この熱間圧延は鋳片を850℃以上に
加熱し、熱延圧出下率を60％以上、好ましくは90
％以上とし熱延仕上温度を700℃以上として実施
するのがよい。これによつて、鋳造組織を完全に
つぶすことができ、且つ鋳塊に生じている偏析の
影響をなくすことができる。そして、熱延仕上温度から300℃以下にまでの
温度域を30℃／分以上の冷却速度で冷却する。こ
の冷却は熱延したあとただちに急水冷を実施する
ことによつて行うのがよい。これよつてFe，Ni
およびＰが完全に固溶した熱延材を得ることがで
きる。この熱延後の冷却を30℃／分より遅い冷却
速度で行うとその冷却過程においてこれらの元素
が析出して粗大なFe−Ni−Ｐ系化合物が生ずる
ことになる。この温度域を前記のように急冷した
としてもその急冷開始温度が700℃より低いと、
また急冷開始温度か700℃以上であつても冷却速
度が30℃／分より遅いと、この間に粗大なFe−
Ni−Ｐ系化合物が析出する。この段階で析出し
たFe−Ni−Ｐ系化合物は母相と不整合であり、
これによるばね限界値並びに応力緩和特性の向上
は期待できない。したがつて、本発明においては
Fe，Ni，Ｐが完全に固溶した状態の熱延板が得
られるような熱延条件を採用する点に一つの特徴
がある。なおこの急冷のさいの冷却終点温度につ
いては300℃以下であればよい。300℃以下の温度
においてはFe−Ni−Ｐ系化合物の析出は実質上
起こらないからである。冷間圧延および焼鈍工程前工程で得られた熱延板は次いで必要に応じて
表面研削あるいは酸洗を行つたあと、焼鈍を挟ん
だ冷間圧延を必要回数行つて所望板厚にまで冷延
するのであるが、最初の冷間圧延と焼鈍の条件を
適切にして、この段階で微細なFe−Ni−Ｐ系化
合物を均一に析出させる。まず、第一回目の冷間圧延は圧下率50％以上、
好ましくは80％以上で行ない、この第一回目の冷
間圧延後の焼鈍を400〜600℃の温度で５〜720分
の条件で実施する。この最初の冷間圧延および焼
鈍の条件は本発明において極めて重要である。第
一回目の冷間圧延の圧下率が50％未満では圧延組
織が均質化せず、引続く焼鈍においてFe−Ni−
Ｐ系化合物が均一微細に析出できなくなる。この
最初の焼鈍を600℃を越える温度で実施すると、
析出するFe−Ni−Ｐ系化合物が凝集粗大化し、
ばね限界値並びに成形加工性の一層の向上が期待
できなくなるし、400℃未満の温度ではFe−Ni−
Ｐ系化合物を析出させるに要する時間が長くなり
すぎるので、最初の焼鈍は400〜600℃の温度で行
い、焼鈍時間は５〜720分の範囲で行えばよい。
焼鈍時間が５分未満ではFe−Ni−Ｐ系化合物の
形成が十分でなく、またこの焼鈍による伸びの回
復が不十分となる。しかし、720分を越えるよう
な長時間では微細に析出した析出物の成長が進行
するようになるので好ましくなく、経済的にも負
担となる。このようにして第一回目の冷間圧延と焼鈍を適
切に行うことによつて、Fe−Ni−Ｐ系化合物が
微細且つ均一に析出した材料となるが、以後は所
望厚さにまで、冷間圧延を必要に応じて必要回数
実施すればよい。そのさい数回の冷間圧延を行う
場合には中間焼鈍を挟んでもよい。そして、所望板厚にまで冷間圧延したあとの冷
延材に、300〜750℃の温度で５〜180秒のテンシ
ヨンアニール処理を実施する。このテンシヨンア
ニールによつてばね限界値の向上と伸びの回復が
実現でき、均質且つ平坦度の良好な製品を得るこ
とができる。このテンシヨンアニール処理を実施
するにさいし、300℃未満の温度では局部残留応
力除去の効果が少なく、他方、750℃を越える温
度では短時間でも材料が軟化してしまうので、テ
ンシヨンアニールの処理温度は300〜750℃の範囲
で行うのがよい。また、その処理時間については
５秒未満では均質な材料が得られず、180秒を越
えても効果には差が現れないので、５〜180秒の
範囲とするのがよい。以下に本発明の実施例を挙げる。実施例第１表にその化学成分値（重量％）を示すNo.１
〜10の銅基合金を高周波真空溶解炉を用いて溶製
し、40mm×40mm×140mmの鋳塊に鋳造した。この
鋳塊を40mm×40mm×20mmの大きさに切断し、この
鋳片を850℃で均熱したあと、厚さ５mmまで熱間
圧延を行い、750℃の温度から水中に冷却した。
得られた熱延板を第一回目の冷間圧延によつて厚
さ1.0mmまで冷延し、次いで550℃×60分間の焼鈍
を行つた。そして、圧下率50％で冷間圧延し、厚
さ0.5mmの冷延板を得た。得られた冷延板を10Kg
ｆ／mm²の張力を付加しながら、400℃×20秒間の
テンシヨンアニール処理を施した。この処理を終
えた材料を試験材とした。なお表中のNo.11は前記
の製造工程を経たものではなく、市販のりん青銅
を低温焼鈍したものである。各試験材の引張強さ、伸び、導電率、ばね限界
値、軟化温度を測定し、また90°W曲げ加工試験
に供した。これらの測定結果を第１表に併記し
た。引張強さと伸びの測定はJIS−Ｚ−2241に、
導電率の測定はJIS−Ｈ−0505に、そしてばね限
界値の測定はJIS−Ｈ−3130に従つた。軟化温度
は、試料をその温度で30分加熱したときに加熱後
の硬度が初期硬度の80％となつたときの温度であ
る。90°W曲げ加工試験はCES−M0002−６の規
定に従つた。すなわち、Ｒ＝0.2mmの冶具で90°W
曲げ加工したときの中央部山表面の状況を調べ、
割れが発生したものを×、ややシワが発生したも
のを△、良好なものを○と評価した。なお、第１図には、第１表のNo.１〜No.８の合金
について、Sn含有量と引張強さ、伸び、導電率
およびばね限界値との関係を整理して示した。また、第１表の本発明合金No.５と比較合金No.11
について、応力緩和特性の測定を行い、その結果
を第２表に示した。試験は試験片の中央部の応力
が耐力の80％となるようにＵ字曲げを行い、150
℃の温度で1000時間保持後の曲げぐせを応力緩和
率として次式により算出した。応力緩和率（％）＝｛（L₁−L₂）／（L₁−L₀）｝×
100 ただし、L₀；冶具の長さ（mm） L₁；開始時の試料長さ（mm） L₂；処理後の試料端間の水平距離（mm）である。

【表】

【表】第１表の結果から次のことが明らかである。本発明によるNo.１〜No.５の合金は、いずれも引
張強さ50Kgｆ／mm²以上、ばね限界値45Kgｆ／mm²以
上、導電率33％以上を示し、曲げ加工性に優れ且
つ軟化温度も440℃以上である。したがつて、端
子・コネクター用銅基合金として非常に優れた合
金であることがわかる。これに対し、Snが本発明で規定するより少な
いNo.６およびNo.７の比較合金、並びにSnとFeが
少ないNo.９の比較合金はいずれも強度おばね限界
値が低い。また、Feが本発明で規定するより多
いNo.10の比較合金は曲げ加工性が劣つている。
Sn量を本発明で規定するより多く含有させたNo.
８の比較合金は導電率が低くなるが端子・コネク
ターとしての特性上は問題ない。しかし熱間加工
性が悪いという欠点がある。第２表の結果からは、本発明合金は従来の代表
的な端子・コネクター用材料であるりん青銅に比
べて応力緩和特性が優れていることがわかる。また、第１図に見られるように、本発明合金に
おいてSn量が増加すると強度、ばね限界値並び
に硬度が向上することがわかる。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明合金における強度、ばね限界
値、硬度、導電率、伸びとSn含有量との関係を
示した図である。

Claims

【特許請求の範囲】１重量％において、Sn；1.0〜2.0％，Ni；0.05
〜0.40％，Fe；0.16〜0.40％，Ｐ；0.05〜0.10％，
Ｂ；0.005〜0.06％、残部がCuおよび不可避的不
純物からなり、SnおよびＢを固溶した銅マトリ
ツクス中にFe−Ni−Ｐ系化合物が分散析出した
組織を有する端子・コネクター用銅基合金。２重量％において、Sn；1.0〜2.0％，Ni；0.05
〜0.40％，Fe；0.16〜0.40％，Ｐ；0.05〜0.10％，
Ｂ；0.005〜0.06％、残部がCuおよび不可避的不
純物からなる銅基合金の鋳片を製造する工程、この鋳片を圧下率60％以上、熱延仕上温度700
℃以上のもとで熱間圧延したうえ、該熱延仕上温
度から300℃以下の温度にまで30℃／分以上の冷
却速度で冷却して前記合金元素の実質的に全てが
銅中に固溶した熱延板を得る工程、該熱延板を圧下率50％以上のもとで第一回目の
冷間圧延を行い、この第一回目の冷間圧延のあと
で400〜600℃の温度で５〜720分間の焼鈍を行つ
てSnおよびＢを固溶した銅マトリツクス中にFe
−Ni−Ｐ系化合物を微細に分散析出させる工程、この焼鈍材を、所望板厚にまで冷間圧延によつ
て板厚減少を行う工程、そして、最終冷間圧延後に300〜750℃の温度で５〜180
秒のテンシヨンアニールを行う工程、を経る端子・コネクター用銅基合金の製造法。