JP7013853B2 - 端子金具 - Google Patents
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Description
まず、本発明の一実施形態にかかる端子金具の一例として、オス型端子の概略について説明する。
次に、本実施形態にかかるオス型端子10を構成する金属材料について説明する。
本実施形態にかかるオス型端子10を構成する基材31は、以下のようなアルミニウム合金よりなっている。
本アルミニウム合金は、4.0質量%以上、6.0質量%以下のMgを含有している。
アルミニウムにMgを添加することで、アルミニウム合金がひずみを蓄積しやすくなり、加工硬化が効果的に起こる。また、アルミニウム合金の結晶粒が微細化されやすくなる。それらの結果、アルミニウム合金の強度や破断伸びを高めることができる。Mgの含有量を4.0質量%以上とすることで、オス型端子10に求められる高い室温強度を得ることができる。特に高い強度を得る観点から、Mgの含有量が4.5質量%以上であると、さらに好ましい。
アルミニウム合金は、Mgに加えて、Mnを含有することが好ましい。Mnをアルミニウム合金に添加することで、Al-Mn系の比較的大きな金属間化合物と、微細な析出物が生成しやすくなる。これらのうち、微細な析出物は、分散強化により、アルミニウム合金の強度や耐力を向上させるのに寄与する。また、ピン留め効果により、再結晶粒の粗大化を抑制することができる。分散強化や再結晶粒のピン留め効果を十分に得る観点から、アルミニウム合金におけるMnの含有量は、0.4質量%以上、さらには0.7質量%以上であることが好ましい。
アルミニウム合金は、Mgに加えて、あるいはMgおよびMnに加えて、以下のような添加元素を、1種または2種以上含有してもよい。
・Fe≦0.2質量%
・Cr≦0.2質量%
・Zr≦0.2質量%
・Sc≦0.1質量%
・Si≦0.1質量%
・Zn≦0.1質量%
・Ti≦0.1質量%
・Cu≦0.1質量%
本アルミニウム合金においては、平均結晶粒径が、10μm以下、さらには7μm以下であることが好ましい。結晶粒を微細化することで、アルミニウム合金の耐力と伸びの両方を向上させることができる。本アルミニウム合金において、平均結晶粒径を上記の値以下に小さくすることで、オス型端子10として求められる耐力、および室温および高温における強度を獲得しやすくなる。同時に、伸びを向上させることで、オス型端子10における曲げ加工等に必要な加工性を確保しやすくなる。
本アルミニウム合金は、以下のような物理的特性を有していることが好ましい。なお、本明細書において、各物性値は、特記しない限り、室温、大気中にて測定される値を指す。
0.2%耐力は、金属材料の強度の指標となる量であり、本アルミニウム合金は、290MPa以上の0.2%耐力を有している。それにより、オス型端子10としての使用に耐えられるだけの高い強度を有するものとなり、オス型端子10としての使用時に、折損等、基材31の損傷を回避しやすくなる。290MPa以上との0.2%耐力は、従来一般のオス型端子の基材として用いられてきた黄銅やコルソン合金と同等、あるいはそれに近接したものである。アルミニウム合金において、特に高い強度を得るために、0.2%耐力は、300MPa以上であるとさらに好ましい。
アルミニウム合金が高い破断伸びを有しているほど、曲げ加工等の機械加工において、高い加工性を確保することができる。破断伸びは、10%以上であることが好ましい。すると、曲げに伴う割れ等の損傷を回避しながら、オス型端子10として必要な形状への加工を行いやすくなる。破断伸びは、12%以上であると、特に好ましい。破断伸びは高いほど好ましいため、下限値は特に設けられない。
金属材料において、引張強さは、材料の破断時までに印加される荷重を示す量である。一方、0.2%耐力は、弾性限において印加される荷重を示す量である。よって、引張強さと0.2%耐力の差が大きいほど、金属材料が高い伸びを示しやすく、曲げ加工等における加工性を高めやすい。この観点から、アルミニウム合金の引張強さと0.2%耐力の差(引張強さ-0.2%耐力)が、60MPa以上、さらには100MPa以上であることが好ましい。
本アルミニウム合金は、上記のように、室温において、高い強度を有するが、Mgを所定量以上含有すること等の効果により、高温に加熱した状態でも、高い強度を維持しやすいものとなっている。例えば、200℃以上に加熱した状態でも、アルミニウム合金に変形が起こるのを、避けることができる。アルミニウム合金の高温強度は、結晶粒の微細化によっても、向上させることができる。
次に、本実施形態にかかるオス型端子10の製造方法について説明する。
まず、基材31を構成するアルミニウム合金を製造する。アルミニウム合金は、以下の各工程によって製造することができる。
本アルミニウム合金は、所定の成分組成を有する合金溶湯を調製し、鋳造することで、製造することができる。一般的な半連続鋳造法であるDC鋳造法(Direct Chill Casting)を好適に用いることができるが、鋳造法は特に限定されるものではなく、連続鋳造法であるロールキャスト法などを用いてもよい。鋳造によって得られた鋳塊に対して、適宜切削加工を行って、表面の不均一層を除去してもよい。
上記で得られた鋳塊に対して、均質化処理を行って、鋳塊内の偏析の解消を行うことが好ましい。均質化は、例えば400~560℃の雰囲気中で、0.5~24時間にわたって、鋳塊を保持することで、行うことができる。処理温度を400℃以上とすることで、均質化を十分に進行させやすい。一方、560℃以下とすることで、共晶溶融の発生による品質の劣化を防止しやすい。また、処理時間を0.5時間以上とすることで、偏析を十分に解消しやすい。一方、12時間以下とすることで、均質化効果の飽和を避けることができる。好ましくは、500℃以上の雰囲気中で、0.5~12時間の均質化処理を行うとよい。
適宜均質化処理を行った材料に対して、熱間圧延処理を行うことで、組織の微細化と均一化を行うとともに、所定の板厚に成形することができる。熱間圧延処理の開始温度を、均質化処理を行ったのと同じ温度としても、均質化処理を熱間圧延処理の前の予備加熱として利用するようにしてもよい。
熱間圧延工程の後に、冷間圧延を行って、アルミニウム合金を、所定の最終的な板厚に圧延することができる。材料全体にひずみを導入して、再結晶粒を微細化するため、冷間圧延工程における最終冷間圧延率は、30%以上、80%以下とすることが好ましい。最終冷間圧延率は、45%以上、75%以下であると、さらに好ましい。最終冷間圧延率が30%未満であれば、ひずみが不均一になることや、再結晶粒の微細化が不純になることが起こりやすい。一方、最終冷間圧延率が80%を超えると、端子への成形加工時にひずみが局在化し、割れが発生しやすくなる。
さらに、冷間圧延工程の前、および/または冷間圧延工程の途中において、1回以上の中間焼鈍を行ってもよい。中間焼鈍により、組織の均一性を高めることができる。中間焼鈍は、300~400℃の温度で、1~5時間、材料を加熱することにより、行うことが好ましい。中間焼鈍を行うと、加工硬化は小さくなる。
次に、上記のようにして製造したアルミニウム合金の板材を基材31として、適宜、その表面に、ニッケル層32およびスズ層33等の被覆層を形成する。そして、プレス打ち抜き成形や、曲げ加工等による端子形状への成形等を行って、オス型端子10を製造することができる。
ニッケル層32とスズ層33の積層構造は、基材31の表面に、めっき等により、ニッケル層32を形成し、さらにその表面に、めっき等によりスズ層33を形成することで、作製することができる。上記のように、基材31の表面には厚い酸化皮膜が形成されやすいため、ニッケル層32を形成する際には、適宜、置換めっき法を利用するとよい。
上記のように適宜被覆層32,33を形成した基材31に対して、所定の端子形状へのプレス打ち抜き成形を行う。この際、大面積の板状の基材31に対して、ニッケル層32およびスズ層33よりなる被覆層を形成してから、打ち抜き成形を行っても、基材31に対して打ち抜き成形を行って端子形状を形成した後に、その端子形状となった基材31に対して、被覆層32,33の形成を行ってもよい。しかし、基材31に対して打ち抜き成形を行った後に、被覆層32,33の形成を行う方が好ましい。被覆層32,33を形成した板材に対して打ち抜き成形を行う場合には、打ち抜きによって露出した端面(切断面)において、被覆層32,33で被覆されずに基材31が露出した部位が生じ、スズ層33によるはんだ濡れ性の向上等の効果やニッケル層32による耐食性の向上等の効果が、それらの端面で得られなくなってしまうのに対し、基材31の打ち抜き成形を行った後で被覆層32,33を形成すれば、被覆層32,33で被覆されない端面を形成しない、あるいは低減することができるからである。
(1)試料の作製
表1に示した各成分元素を含有し、残部がAlおよび不可避的不純物よりなるアルミニウム合金を、厚さ(t)が0.6mmの板材として作製し、実施例1~6および比較例1~5にかかる試料とした。アルミニウム合金の製造は、均質化処理、熱間圧延、冷間圧延を経て行ったが、冷間圧延における最終圧延率、および中間焼鈍(300℃×1時間)の有無は、表1に示したとおり、試料ごとに選択した。なお、0.6mmとの板厚は、図1に示したような基板接続用のオス型端子において代表的に用いられる板厚を想定している。
各アルミニウム合金に対して、室温、大気中にて、JIS Z 2241に準拠した引張試験を行い、応力-ひずみ曲線から、0.2%耐力、引張強さ、破断伸びをそれぞれ評価した。
各アルミニウム合金に対して、板面をSEMによって観察した。そして、平均結晶粒径を見積もった。観察と粒径の計測および平均値の算出は、250μm×250μmの視野において行った。
各アルミニウム合金に対して、曲げ試験を行った。曲げ試験においては、板材に対して、圧延直角方向(TD方向)に、90°の曲げを加えた。そして、曲げを加えた部位に対して目視観察と断面観察を行い、曲げの外側に割れが発生しているかどうかを評価した。内側の曲げ半径(内R)を0.2mmとした場合(R/t=0.33)の曲げで、割れが発生しなかったものを、曲げ加工性に優れる(◎)と判定した。内Rを0.2mmとした曲げでは割れが発生したが、内Rを0.3mmとした曲げ(R/t=0.5)では割れが発生しなかったものを、曲げ加工性が高い(○)と判定した。内Rを0.3mmとした曲げでも割れが発生したものを、曲げ加工性が低い(×)と判定した。
各アルミニウム合金に対して、スズのリフロー処理を模した加熱を行い、高温強度を評価した。つまり、複数の端子形状がキャリア部を介して連結された形状に成形し、それぞれ厚さ1μmのニッケル層とスズ層をこの順に形成したアルミニウム合金材を、320℃の還元雰囲気中にて20秒間保持した。加熱中、アルミニウム合金材は、キャリア部に荷重(50N以上、150N以下)を印加した状態で、空中で水平に保持した。そして、加熱後のアルミニウム合金を目視にて観察し、変形が生じていないものを、高温強度が高い(○)と判定した。一方、変形が生じているものを、高温強度が低い(×)と評価した。
表1に、実施例1~6および比較例1~5にかかるアルミニウム合金の成分組成と、製造工程における中間焼鈍の有無および最終冷間圧延率、各評価の結果を示す。なお、比較例4においては、板材の製造時に圧延が行えなかったため、評価用の板状の試料を作製できず、各評価を行っていない。
10 オス型端子(端子金具)
11 端子接続部
12 基板接続部
13 連結部
14 折り曲げ部
20 コネクタハウジング
31 基材
32 ニッケル層
33 スズ層
Claims (8)
- 4.0質量%以上、6.0質量%以下のMgを含有し、
残部がAlと不可避的不純物よりなり、
0.2%耐力が、290MPa以上、330MPa以下であり、
破断伸びが10%以上であり、
平均結晶粒径が10μm以下であるアルミニウム合金、
または前記アルミニウム合金の表面の少なくとも一部を被覆して他の金属または有機材料よりなる被覆層を設けた材料よりなることを特徴とする端子。 - 前記アルミニウム合金におけるMgの含有量が4.5質量%以上であることを特徴とする請求項1に記載の端子。
- 前記アルミニウム合金は、0.4質量%以上、1.8質量%以下のMnをさらに含有することを特徴とする請求項1または2に記載の端子。
- 前記アルミニウム合金におけるMnの含有量が0.7質量%以上であることを特徴とする請求項3に記載の端子。
- 前記アルミニウム合金は、
0.2質量%以下のFe、
0.2質量%以下のCr、
0.2質量%以下のZr、
0.1質量%以下のSc、のうち1種または2種以上の添加元素をさらに含有することを特徴とする請求項1から4のいずれか1項に記載の端子。 - 前記アルミニウム合金において、Mnが含有される場合のMg、Mn、前記添加元素の合計含有量、およびMnが含有されない場合のMg、前記添加元素の合計含有量が、5.0質量%超、5.5質量%以下であることを特徴とする請求項5に記載の端子。
- 前記アルミニウム合金の表面の少なくとも一部を被覆して、最表面に露出した、スズまたはスズ合金よりなる前記被覆層を有することを特徴とする請求項1から6のいずれか1項に記載の端子。
- メス型端子と嵌合可能なオス型端子であって、
前記メス型端子と電気的に接続される端子接続部と、回路基板のスルーホールに挿入され、はんだ付けによって前記スルーホールと電気的に接続される基板接続部と、前記端子接続部と前記基板接続部の間を連結する連結部と、を有し、
前記連結部は、折り曲げ部を有することを特徴とする請求項1から7のいずれか1項に記載の端子。
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