JPH0689440B2 - プレス成形性に優れた高強度導電性銅基合金の製造法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 〔技術分野〕 本発明は，自動車部品の電装品に用いられるワイヤーハ
ーネスのターミナル用材料として好適な高強度導電性銅
基合金の製造法に関するものである。

〔従来の技術〕

周知のとおり自動車産業は日本の基幹産業として大きな
役割を果たすに至っており，その生産台数の増加と近時
ではカーエレクトロニクスの発達により，これに使用さ
れる伸銅品材料がますます増加している。車の電装品の
一翼を担うワイヤーハーネスもこれに漏れず１台当り1k
mの長さ,20kgの重量が使用されるまでになった。そし
て，近時の自動車に対する軽量化，高信頼化，低コスト
化の要求はますます厳しいものになり，従ってワイヤー
ハーネスも軽量且つ高信頼性且つ低コストが要求される
ようになってきている。ここでワイヤーハーネスは電線
とターミナルが一体となったものであり軽量化と配電の
高密度化のためにはターミナル材料の材料特性および信
頼性の向上が必要不可欠となった。

このような背景のもとに，実際面ではターミナル材料は
薄肉化されまた複雑な形状にプレス成形されることか
ら，強度，弾性，導電性およびプレス成形性が良好なこ
とが必須となった。またさらに耐食性，耐応力腐食割れ
性が良好なことはもちろん，エンジンルーム周辺や排ガ
ス系周辺では熱的な負荷も加わることから耐応力緩和特
性にも優れていなければならない。

このような要求に応えるべく本発明者らは特願昭62−10
6426号などにおいてワイヤーハーネスのターミナル用銅
合金およびその製造法を提案してきている。特願昭62-1
06426号に記載の発明はCuマトリックス中にNi-Ti系金属
間化合物を均一微細に析出させることによって優れた特
性を発現したものであるが，このようにCuマトリックス
中にNi-Ti系金属間化合物を析出させた銅基合金として
は特公昭34-1253号公報，特公昭62-8491号公報，特公昭
63-4890号公報，特公昭62-54048号公報等に記載のもの
が知られており，またその製造法としては例えば特開昭
62-50453号公報に記載された方法等が知られている。

〔発明が解決しようとする問題点〕

前記の公報等に開示されたCu-Ni-Ti系合金においては，
主に強度，導電率の向上に適した製造法を用いている場
合が多く，従ってこれらの従来の製造法では複雑な形状
にプレス成形することを目的としたCu-Ni-Ti系合金のワ
イヤーハーネスのターミナルを製造する場合には必ずし
も適していない場合が多い。

例えば特公昭34−1253号公報の実施例では「径5.2mm線
とした後,1000℃にて水焼入し，更に冷間加工して径1.6
mm線とし，最後に500℃で１時間焼戻して仕上線とし
た。」とある。これによって該発明合金（２）（Cu-2.3
Ni-0.7Ti合金）は抗張力71.0kgf/mm²，伸び3.5％，ビッ
カース硬度214,導電率60.6％の特性値が示されている。
だが，この方法にて得られた材料は，強度，導電率など
の材料特性値は優れているが，加工性には劣るという欠
点を持つ。従って，溶体化処理−急冷−強冷間加工−時
効処理という工程は，強度，導電率などの向上は有利で
あるが，加工性が極端に劣化してしまうという問題があ
る。

また，特開昭62-50453号公報に記載の方法は，該特公昭
34-1253号公報に記載のものよりも，より限定した熱処
理条件，冷却条件および冷間加工率を用いることにより
強度，導電率などを向上したものであるが，基本的な製
造法は溶体化処理−急冷−強冷間加工−時効処理の工程
であり特公昭34-1253号公報のものに準ずるものであ
る。従って強度，導電率などに対し加工性が悪いという
問題がある。

これに対し，特公昭62-8491号公報，特公昭63-4890号公
報，特開昭62-54048号公報の場合には軟化焼鈍と冷間圧
延を繰返し，また場合によっては最終冷間圧延後に時効
処理を行って，強度，導電率などを向上させている。し
かし，このような製造法によれば，強度，弾性を向上さ
せようとすれば軟化焼鈍後の冷間加工率を比較的大きく
とる必要があり，この場合プレス成形性が大きく低下し
てしまう。そして更に溶体化処理，急冷工程を用いて製
造した材料より，弾性が低く且つ耐応力緩和特性にも劣
る。

このようなことから，本発明者らは先に特願昭62-10642
6号において，強度，弾性，導電性，プレス成形性，耐
応力緩和特性を向上させる方法を提案したが，この製造
方法は，溶体化処理−急冷−冷間加工−時効処理−冷間
加工−時効処理に代表される工程で，加工，熱処理条件
を厳しく限定することによって特性を発現させたもので
ある。しかし，このような製造法によっては溶体化処理
後，製品を得るまでの工程数が多く経済性に欠けるとい
う問題があった。

したがって，本発明の目的とするところは，プレス成形
性に優れ且つ強度，弾性，導電性，耐応力緩和特性にも
優れたワイヤーハーネスのターミナル材料に好適な銅基
合金を低コストで製造することにある。

〔問題点を解決する手段〕

前記の目的を達成せんとする本発明の要旨とするところ
は，重量％において,Ni;1.0〜3.0％,Ti;0.1〜1.5％，た
だしNi/Tiの重量百分率の比率が１〜10の範囲，酸素;50
ppm以下，さらに必要に応じてZn,Mg,Ca,Be,Zr,Crからな
る群より選択された１種または２種以上の元素を総量で
0.01〜1.0％含み、残部がCuおよび不可避的不純物から
なる銅基合金を、800〜970℃の温度に加熱後、400〜650
℃の温度まで10℃/sec以上の冷却速度で冷却し,400〜65
0℃の温度で５〜360分間加熱保持したあと常温まで冷却
すること、さらに場合によっては加工率３％以内の冷間
加工を施したうえ400〜600℃の温度で１〜360分間加熱
すること，を特徴とするプレス成形性に優れた高強度導
電性銅基合金の製造法である。

以下に本発明の内容を具体的に説明する。

〔発明の詳述〕

（１）本発明合金の成分組成について， 本発明の銅基合金はNi-Ti系金属間化合物による析出強
化および分散強化を図った点に基本的な特徴があり，こ
のためNiとTiは本発明合金において不可欠の元素であ
る。

Niは,Tiと化合物を形成した強度，弾性，耐熱性および
耐応力緩和特性などの特性の向上に寄与する元素であ
る。また鋳造組織および熱間組織を微細にし且つ溶体化
処理時の結晶粒粗大化を防止する効果がある。このよう
な効果を発揮するには1.0％（重量％、以下同じ）以上
の含有が必要であるが、3.0％を超えて含有すると電気
伝導性の低下が顕著となり，且つ溶体化処理温度が高温
になり製造上不利になり，また経済性のうえからも好ま
しくない。したがってNi含有量は1.0〜3.0％の範囲とす
る。

Ti含有量は0.1％未満ではNiとの共存下でも，強度，弾
性，耐熱性，耐応力緩和特性などの向上効果が少ない。
一方、Ti含有量が1.5％を超えると電気伝導率が低下す
るとともにプレス成形性が極端に低下してくる。また鋳
造性などの製造性が低下してくるので,Ti含有量は0.1〜
1.5％の範囲とする。

また、NiとTiは、Ni-Ti系金属間化合物として析出する
ときに本発明の目的が有利に達成される。このNi-Ti系
金属間化合物による強化を十分に発揮するには,Ni/Tiの
重量百分率による比率を１〜10の範囲にすることが必要
である。Ni/Ti比が１より小さい場合には、TiとCuの化
合物であるTi-Ni系金属間化合物が時効析出する。このT
i-Cu系金属間化合物が析出しても、強度，弾性の向上は
期待できるものの，電気伝導性の向上は少なく，また，
溶体化処理時に結晶粒が粗大化し易く、従ってプレス成
形時に曲げ面に肌荒れを生じ易くなる。このようなこと
からNi/Ti比は１以上とする必要がある。他方Ni/Ti比が
10より大きい場合には，マトリックスに残留するNi量が
多くなり電気伝導性を低下させる。このような理由から
本発明の特性を十分に発揮するためにはNi/Ti比を１〜1
0の範囲にすることが必要である。

Znは本発明合金のメッキ信頼性を向上させる。具体的に
はSnメッキやSn-Pbメッキのメッキ付性た耐熱密着性を
向上させる。ワイヤーハーネスのターミナルはSnメッキ
やSn-Pbメッキが施される場合があるが、これが通電や
エンジン系統の熱によって長時間加熱されると環境の影
響も加わって添加元素であるNi,Tiがメッキ界面に拡散
し,Snと反応拡散層を形成する。この反応拡散層は脆弱
であり，メッキが剥離し易くなり，メッキ信頼性を低下
させる。Znを添加するとNiやTiのCu中での拡散が抑制さ
れ界面の反応拡散層の形成を効率良く防止することがで
きる。またZnは脱酸作用があり，溶湯の脱酸剤にもな
り，さらに湯流れ性を良くするので鋳造性も向上させ
る。このような効果を発揮するためには0.1％以上のZn
の含有を必要とするが,1.0％を超えて含有すると電気伝
導性の低下が顕著となるので好ましくはZn含有量を0.1
〜1.0％の範囲とすることが必要である。

Mg,CaもZnと同様にメッキ信頼性の向上と脱酸作用に寄
与する元素である。また，合金の弾性を向上させる効果
を持つ。このような効果を発揮するためには,0.01％以
上含有することが必要であるが,0.5％を超えて含有する
と合金の電気伝導性およびプレス成形性の低下が著しく
なり，また経済的に不利となる，従って,Mg,Caの含有量
は好ましくは0.01〜0.5％の範囲とする。

Beは本合金の強度，弾性，耐応力緩和特性をさらに向上
させる元素である。また脱酸作用もあり溶湯の脱酸剤に
もなる。このような効果を発揮するためには0.01％以上
含有することが必要であるが,0.5％を超えて含有すると
合金の電気伝導性およびプレス成形性の低下が著しくな
り，また経済的にも不利となる。従ってBe含有量は好ま
しくは0.01〜0.5％の範囲となる。

Zr,CrもBeと同様に強度，弾性，耐応力緩和特性の向上
と脱酸作用に寄与する元素である。このような効果を発
揮するためには,0.01％以上含有することが必要である
が,0.5％を超えて含有すると電気伝導性およびプレス成
形性の低下が著しくなり，また経済的にも不利となる。
従ってZr,Crの含有量は好ましくは0.01〜0.5％の範囲と
する。

なおZn,Mg,Ca,Be,Zr,Crは２種以上を総量で1.0％まで含
有することができる。1.0％を超えて含有すると電気伝
導性およびプレス成形性の低下が顕著になるとともに経
済的にも不利となる。したがってZn,Mg,Ca,Be,Zr,Crの
群より選択された１種または２種以上を総量で0.01〜1.
0％の範囲で添加することができる。

酸素含有量については,50ppmより多量に合金中に含有す
る析出したNi-Ti系金属間化合物が酸素と三元の化合物
をつくってNi-Ti-O系の化合物となり，強度，弾性，プ
レス成形性などの材料特性やメッキ信頼性などを低下さ
せる。また酸素含有量が多いと合金の製造過程でH₂ガス
を用いる場合には，表面および内部に水素脆化が起きる
こともある。したがって酸素含有量は50ppm以下の範囲
とする。

（２）本発明合金の製造条件について。

前記のように成分組成に調整した本発明の銅基合金はNi
-Ti系金属間化合物を均一微細に分散析出させることに
よって近時のワイヤーハーネスのターミナルに要求され
る諸特性を具備した材料とすることができる。このよう
な諸特性は特に熱処理を適切にコントロールした製造法
によって有利に発現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。

まず，前記の成分組成となるように合金成分および酸素
含有量を調整した銅基合金の鋳片を溶解鋳造して製造す
る。この溶解鋳造は不活性ガスあるいは還元ガス雰囲気
中で行うのが望ましい。また，鋳造時の冷却速度はでき
るだけ速い方が好ましい。次いで鋳片を熱間圧延あるい
は均質化焼鈍後冷間圧延を行い板厚減少を施す。その
後，必要に同じて中間焼鈍，酸洗を挟んだ冷間圧延によ
って仕上げ前の板厚とする。

次いで，得られた素材品を800〜970℃の温度に加熱し，
溶体化処理を行う。この溶体化処理の温度が800℃未満
であると十分に溶体化せず，したがって，鋳造，熱延，
焼鈍の工程で生じた粗大な析出物が十分に消失しないの
で，特性の向上が計れない。また,800℃未満の温度では
結晶粒の調整も難しい。しかし970℃を超える温度では
短時間のうちに結晶粒が粗大化するので好ましくない。
したがって，本発明においては溶体化処理の温度範囲は
800〜970℃とする。

溶体化処理後は10℃/sec以上の冷却速度，好ましくは50
℃/sec以上の冷却速度で400〜650℃まで冷却する。10℃
/sec未満の冷却速度では冷却の過程で析出が生じ，この
段階で生じる析出物は強化にはあまり寄与しない。冷却
する温度域は溶体化処理温度から400〜650℃の温度まで
で十分である。650℃を超える温度では析出物が成長し
粗大化するため特性の一層の向上が計れない。なお引き
続いて行う本発明の時効処理の温度範囲が400〜650℃で
あり，溶体化処理温度から400〜650℃まで急冷し，引き
続きこの温度で時効処理することによって時効のための
再加熱が不要となり経済的に有利となる。

時効処理は400〜650℃の温度で５〜360分間加熱保持す
る。この工程はNi-Ti系金属間化合物を均一微細に析出
せしめるものであるが,400℃未満の温度では析出の要す
る時間が長時間となり，一方,650℃の温度を超える温度
では析出物が成長して粗大化し特性の一層の向上が期待
できなくなる。したがって時効温度は400〜650℃の範囲
とする。時効時間は５分未満では析出物の形成が不十分
であり,360分を超えるような長時間では析出物の成長の
うえからもまた経済性のうえからも好ましくない。

以上の諸工程によって得られた板材は非常に優れたプレ
ス成形性を有し，且つ，強度，弾性，導電率，耐応力緩
和特性のバランスに優れている。

この処理を行った板材に，さらに加工率30％以内の冷間
圧延を行い,400〜600℃の温度で１〜360分間加熱する
と，材料特性を一層向上させることができる。30％を超
える冷間加工率ではプレス成形性が極端に低下するため
冷間加工率は30％以内とすることが必要である。この冷
間加工と最終時効処理によって与えられる内部ひずみの
増加により，合金の強度，弾性，導電性，耐応力緩和特
性が一層向上するのであるが，この最終時効処理の温度
が400℃未満であると弾性の向上効果が少なく，また600
℃を超える温度では過時効になり材料特性が低下する。
保持時間は１分未満では弾性の向上効果が少なく,360分
を超えるような長時間では析出物の成長のうえからも経
済性のうえからも好ましくない。

以上の工程を経ることによってNi-Ti系金属間化合物がC
uマトリックス中に均一微細に分散析出した組織の銅基
合金を薄板が製造でき，これは後記の実施例に示すよう
に，強度，弾性，導電性，耐応力緩和特性をはじめ，プ
レス成形性に優れるので近年のワイヤーハーネスのター
ミナル材料に要求される特性を満たすことができる。

以下に代表的な本発明の実施例を挙げて本発明合金の特
性を具体的に示す。

〔実施例１〕 第１表に科学成分値（重量％）を示す銅基合金No.1を高
周波誘導溶解炉を用いて溶製し,15mm×50mm×300mmの鋳
塊に鋳造した。溶解鋳造雰囲気は完全に不活性ガスでシ
ールドした。この鋳塊を15mm×50mm×200mmに切断後,90
0℃で熱間圧延し厚さ5mmとしたのち，面削を施し厚さ4.
2mmとした。これを，厚さが2mmと1mmの状態にあるとき
に中間焼鈍（700℃×1hr）を行った冷間圧延工程によっ
て厚さ0.5mmまで冷間圧延した。この板材に第２表に示
す条件の熱処理を施して試験材を製造した。

これらの熱処理は不活性ガス中で行い，急冷用ガスは冷
却したArガスを用いた。また，冷却速度は溶体化処理温
度から引き続く時効処理温度までの平均冷却速度とし
た。

得られた試験材の硬度，引張強さ，伸び，導電率，プレ
ス成形性を調べた結果を第２表に併記した。硬度，引張
強さと伸び，導電率の測定はそれぞれJIS Z 2244,JIS Z
2241,JIS H 0505に従って行った。プレス成形性は圧延
方向に平行および垂直な軸で内径半径０で直角曲げを行
い，曲げ面およびその断面を拡大観察し，割れの無いも
のを○，割れの発生したものを×として評価した。

第２表の結果から次のことが明らかである。

本発明法に従って製造した（１）および（２）の合金は
硬度，引張強さ，伸び，導電率のバランスに優れ且つプ
レス成形性が良好である。したがって本発明法によって
製造した板材は，良好な材料特性と非常に優れたプレス
成形性とを併せ持ち，複雑な形状を有したワイヤーハー
ネスのターミナル材料としても好適であることがわか
る。

これに対し溶体化処理温度の低い比較例（３）は，硬
度，引張強さ，伸びが低く，他方溶体化処理温度の高い
比較例（４）はプレス成形性に劣っている。また平均冷
却速度が遅い比較例（５）は硬度，引張強さが低く，時
効処理温度の低い比較例（６）は導電率が低く，そして
時効処理温度の高い比較例（７）は硬度，引張強さが低
くなっている。

〔実施例２〕 実施例１の第１表に示す成分の合金を実施例１と同様な
中間工程を用い厚さ2mmの板材を得た。これに700℃×60
分間の焼鈍を施したうえ，以下の製造法の素材板とし
た。

〔製造法１〕 前記の素材板を厚さ1mmまで冷間圧延した後,700℃×60
分間焼鈍を行った。その後，厚さ0.45mmまで冷間圧延し
たうえ,950℃×２分の溶体化処理し，平均冷却速度が60
℃/secにて550℃まで冷却し，そのままこの温度で60分
間の時効処理を行なって室温まで冷却した。得られた時
効処理材を0.4mmまで冷間圧延し,480℃の温度で60分間
の最終時効処理を行った。

〔製造法２〕 前記の素材板を厚さ0.8mmまで冷間圧延した。これを950
℃×２分の溶体化処理後，平均冷却速度が60℃/secにて
550℃まで冷却し，そのままこの温度で60分間の時効処
理を行って室温まで冷却した。得られた時効処理材を0.
4mmまで冷間圧延し,480℃×60分の最終時効処理を行っ
た。

〔製造法３〕 前記の素材板を厚さ1mmまで冷間圧延した。これを950℃
×２分の溶体化処理後，水急冷した。その後0.4mmまで
冷間圧延後,500℃×60分間の時効処理を行った。

上記の３製造法の条件は第３表にも記載したように,1は
本発明で規制する条件範囲内の例,2および３は該条件を
外れる比較例である。

各法によって得られた材料の硬度，引張強さ，伸び，ば
ね限界値，導電率，応力緩和率，プレス成形性を測定し
た結果を第４表に示した。硬度，引張強さ，伸び，導電
率の測定は実施例１と同様である。ばね限界はJIS H 31
30に基づいて行った。応力緩和率は試験片の中央部の応
力が40kgf/mm²になるようにＵ字曲げを行い,150℃の温
度で500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；処理後の試料端間水平距離（mm） また，プレス成形性については,90°ｗ曲げ試験（CES-M
OOO2-6,R＝0.2mm圧延方向および垂直方向）を行い中央
部山表面およびその断面を拡大観察し，割れのないもの
を○，割れが発生したものを×として評価した。

第４表の結果から明らかなように，本発明にしたがう製
造方法（１）の合金は硬度，引張強さ，伸び，ばね限界
値，導電率，耐応力緩和特性に優れ且つプレス成形性に
優れており，ワイヤーハーネスのターミナル材料として
非常に優れた特性を有する合金であることがわかる。

これに対し，冷間加工率が本発明法で規定する範囲より
高い比較法（２）の合金はプレス成形性が劣り，また比
較法（３）のように溶体化処理−急冷−強冷間加工−時
効処理という従来の工程を用いた合金は材料特性が本発
明法（１）によって得られた合金よりも全般に劣り，且
つプレス成形性も悪い。

〔実施例５〕 第５表に化学成分値（重量％）示した銅基合金No.1〜N
o.12をいずれも前記実施例２の製造法（１）に従って製
造した。得られた材料の硬度，引張強さ，伸び，導電
率，プレス成形性を測定し，その結果を第６表に示し
た。なお，これらの特性の測定方法は実施例２と同様に
行った。

第６表より，本発明法によって得られた合金は硬度，引
張強さ，伸び，ばね限界値，導電率に優れ且つプレス成
形性に優れていることがわかる。

以上のように本発明によると，強度，弾性，導電性，耐
応力緩和特性に優れ，且つプレス成形性に優れたワイヤ
ーハーネスのターミナル用銅合金が経済的に製造でき，
近年の自動車電装品の小型軽量化，配線の高密度化に十
分対応できるターミナル材料を提供するものである。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量％において,Ni;1.0〜3.0％,Ti;0.1〜
   1.5％，ただしNi/Tiの重量百分率の比率が１〜10の範
   囲，酸素;50ppm以下，さらに必要に応じてZn,Mg,Ca,Be,
   Zr,Crからなる群より選択された１種または２種以上の
   元素を総量で0.01〜1.0％含み，残部がCuおよび不可避
   的不純物からなる銅基合金を、800〜970℃の温度に加熱
   後,400〜650℃の温度まで10℃/sec以上の冷却速度で冷
   却し、400〜650℃の温度で５〜360分間加熱保持したあ
   と常温まで冷却することを特徴とするプレス成形性に優
   れた高強度導電性銅基合金の製造法。
2. 【請求項２】重量％において,Ni;1.0〜3.0％,Ti;0.1〜
   1.5％，ただしNi/Tiの重量百分率の比率が１〜10の範
   囲，酸素;50ppm以下，さらに必要に応じてZn,Mg,Ca,Be,
   Zr,Crからなる群より選択された１種または２種以上の
   元素を総量で0.01〜1.0％含み、残部がCuおよび不可避
   的不純物からなる銅基合金を,800〜970℃の温度に加熱
   後,400〜650℃の温度まで10℃/sec以上の冷却速度で冷
   却し,400〜650℃の温度で５〜360分間加熱保持したあと
   常温まで冷却し、次いで加工率30％以内の冷間加工を施
   したうえ,400〜600℃の温度で１〜360分間加熱すること
   を特徴とするプレス成形性に優れた高強度導電性銅基合
   金の製造法。