TW201351792A - 壓入型端子及使用其之電子零件 - Google Patents

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Kazuhiko Fukamachi
Atsushi Kodama
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Jx Nippon Mining & Metals Corp
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Abstract

本發明提供一種壓入型端子及使用其之電子零件，該壓入型端子之耐鬚晶性優異且***力亦較低，將壓入型端子***基板時鍍敷不易被削去且具有高耐熱性。該壓入型端子係分別於安裝於外殼之安裝部之一側設置有母端子連接部，於另一側設置有基板連接部，且將該基板連接部壓入形成於基板之通孔而安裝於該基板者，其特徵在於：耐鬚晶性優異且至少該基板連接部具有以下之表面結構，即具備：A層，由Sn、In或該等之合金形成最表層；B層，形成於A層之下層，由選自由Ag、Au、Pt、Pd、Ru、Rh、Os及Ir所組成之群中1種或2種以上構成；及C層，其形成於B層之下層，由選自由Ni、Cr、Mn、Fe、Co及Cu所組成之群中1種或2種以上構成；且上述A層之厚度為0.002~0.2 μm，上述B層之厚度為0.001~0.3 μm，上述C層之厚度為0.05 μm以上。

Description

壓入型端子及使用其之電子零件
本發明係關於一種壓入型端子及使用其之電子零件，該壓入型端子係分別於安裝於外殼之安裝部之一側設置有母端子連接部且於另一側設置有基板連接部，且將該基板連接部壓入形成於基板之通孔而安裝於該基板。
壓入型端子係具有壓縮彈性的針狀之端子，藉由壓入形成於基板之通孔而確保摩擦力(保持力)，機械性、電性地固定於基板。於先前之通孔之內周面形成有由鍍銅形成之電極部分，而有助於與壓入型端子銷之間的保持力。於固定於基板之壓入型端子安裝有公連接器(插頭連接器)，該公連接器與母連接器(插座連接器)嵌合而進行電性連接。再者，於壓入型端子用端子之表面，因考慮無鉛並提高與連接基板之通孔的接觸性而主要形成有鍍Sn。
該壓入型端子係不進行先前所進行之焊接即可進行連接用端子與控制基板之連接者，並非假定將一度***通孔中之壓入型端子再次自通孔拔出者。因此，當然人無法用手將壓入型端子用端子***通孔中。例如，於將壓入型端子用端子朝通孔***時，每1個端子需要6~7 kg(60~70 N)之垂直力，對於所成型之連接器，為使50~100個端子同時成為壓入型端子，需要很大之壓入力。
因此，於將壓入型端子用端子朝通孔***時，存在如下問題：壓入型端子之外周面因通孔而受到較大之加壓力，導致比較軟之鍍Sn被削去，被削去之碎片飛散至周圍，依狀況而定有時會引起相鄰端子之短路。
針對此，於專利文獻1中記載有如下：一種壓入配合(press fit)端子，其係以壓入狀態***基板之導電性通孔，且至少對上述壓入配合端子之基板***部分實施0.1~0.8 μm厚之鍍錫，並且對已實施上述鍍錫之部分實施0.5~1 μm厚之鍍銅中間層與1~1.3 μm厚之鍍鎳基底，藉此可抑制鍍錫之削去。
又，於專利文獻2中記載有如下：於壓入配合端子中，於母材之整個表面設置Ni或Ni合金之基底鍍敷層，於上述母材之上述母端子連接部的上述基底鍍敷層之表面依序設置Cu-Sn合金層與Sn層，或依序設置Cu-Sn合金層與Sn合金層，亦或設置Au合金層，於上述母材之上述基板連接部的上述基底鍍敷層之表面依序設置Cu3Sn合金層與Cu6Sn5合金層，且Sn不露出於該Cu6Sn5合金層之表面，藉此，與專利文獻1相比可抑制鍍Sn之削去殘渣產生，藉由於較硬之Cu-Sn合金層設置較軟之Sn層或Sn合金層的加乘效果，可改善摩擦係數，而可減弱將壓入配合用端子朝通孔***時之***力。
[專利文獻1]日本專利特開2005-226089號公報
[專利文獻2]日本專利特開2010-262861號公報
然而，專利文獻1中所記載之技術中，於基板之導電性通孔與壓入配合端子之機械性、電性連接部產生鬚晶，亦無法獲得足夠低之***力，鍍敷被削去產生殘渣，且於近年來以USACAR標準要求175℃之耐熱性之情況下無法獲得充分之高耐熱性。
又，即便係專利文獻2中所記載之技術，亦未達到耐鬚晶性優異且***力亦較低，於將壓入配合端子***基板時鍍敷不易被削去且具有高耐熱性之壓入型端子。
如此，先前之實施有鍍Sn之壓入型端子於耐鬚晶性、***力、且將壓入配合端子***基板時，鍍敷之削去及耐熱性方面存在問題。
本發明係為了解決上述課題而成者，其課題在於提供一種耐鬚晶性優異且***力亦較低，將壓入型端子***基板時鍍敷不易被削去且具有高耐熱性之壓入型端子及使用其之電子零件。
本發明人等發現：藉由使用自最表層依序形成有以特定金屬及特定厚度所形成之A層、B層、C層之金屬材料，可提供耐鬚晶性優異且***力亦較低之壓入型端子，藉此，可製作於***基板時鍍敷不易被削去且具有高耐熱性之壓入型端子。
基於以上知識見解而完成之本發明之一態樣係一種壓入型端子，係分別在安裝於外殼之安裝部之一側設置有母端子連接部且於另一側設置有基板連接部，將該基板連接部壓入形成於基板之通孔而安裝於該基板者，其耐鬚晶性優異，且至少該基板連接部具有以下之表面結構，即 具備：A層，由Sn、In或該等之合金形成最表層；B層，形成於A層之下層，且由選自Ag、Au、Pt、Pd、Ru、Rh、Os及Ir所組成之群中1種或2種以上而構成；及C層，形成於B層之下層，且由選自Ni、Cr、Mn、Fe、Co及Cu所組成之群中1種或2種以上而構成；上述A層之厚度為0.002~0.2 μm，上述B層之厚度為0.001~0.3 μm，上述C層之厚度為0.05 μm以上。
本發明之另一態樣係一種壓入型端子，係分別在安裝於外殼之安裝部之一側設置有母端子連接部且於另一側設置有基板連接部，將該基板連接部壓入形成於基板之通孔而安裝於該基板者，其***力較低，且至少該基板連接部具有以下之表面結構，即具備：A層，由Sn、In或該等之合金形成最表層；B層，形成於A層之下層，且由選自Ag、Au、Pt、Pd、Ru、Rh、Os及Ir所組成之群中1種或2種以上而構成；及C層，形成於B層之下層，且由選自Ni、Cr、Mn、Fe、Co及Cu所組成之群中1種或2種以上而構成；上述A層之厚度為0.002~0.2 μm，上述B層之厚度為0.001~0.3 μm，上述C層之厚度為0.05 μm以上。
本發明之又一態樣係一種壓入型端子，係分別在安裝於外殼之安裝部之一側設置有母端子連接部且於另一側設置有基板連接部，將該 基板連接部壓入形成於基板之通孔而安裝於該基板者，壓入型端子***時之鍍敷不易被削去，且至少該基板連接部具有以下之表面結構，即具備：A層，由Sn、In或該等之合金形成最表層；B層，形成於A層之下層，且由選自Ag、Au、Pt、Pd、Ru、Rh、Os及Ir所組成之群中1種或2種以上而構成；及C層，形成於B層之下層，且由選自Ni、Cr、Mn、Fe、Co及Cu所組成之群中1種或2種以上而構成；上述A層之厚度為0.002~0.2 μm，上述B層之厚度為0.001~0.3 μm，上述C層之厚度為0.05 μm以上。
本發明之再一態樣係一種壓入型端子，係分別在安裝於外殼之安裝部之一側設置有母端子連接部且於另一側設置有基板連接部，將該基板連接部壓入形成於基板之通孔而安裝於該基板者，其耐熱性優異，且至少該基板連接部具有以下之表面結構，即具備：A層，由Sn、In或該等之合金形成最表層；B層，形成於A層之下層，且由選自Ag、Au、Pt、Pd、Ru、Rh、Os及Ir所組成之群中1種或2種以上而構成；及C層，形成於B層之下層，且由選自Ni、Cr、Mn、Fe、Co及Cu所組成之群中1種或2種以上而構成；上述A層之厚度為0.002~0.2 μm，上述B層之厚度為0.001~0.3 μm，上述C層之厚度為0.05 μm以上。
本發明之進而其他態樣係一種壓入型端子，係分別在安裝於 外殼之安裝部之一側設置有母端子連接部且於另一側設置有基板連接部，將該基板連接部壓入形成於基板之通孔而安裝於該基板者，其耐鬚晶性優異，且至少該基板連接部具有以下之表面結構，即具備：A層，由Sn、In或該等之合金形成最表層；B層，形成於A層之下層，且由選自Ag、Au、Pt、Pd、Ru、Rh、Os及Ir所組成之群中1種或2種以上而構成；及C層，形成於B層之下層，且由選自Ni、Cr、Mn、Fe、Co及Cu所組成之群中1種或2種以上而構成；上述A層之Sn、In附著量為1~150 μg/cm2，上述B層之Ag、Au、Pt、Pd、Ru、Rh、Os、Ir附著量為1~330 μg/cm2，上述C層之Ni、Cr、Mn、Fe、Co、Cu附著量為0.03 mg/cm2以上。
本發明之進而其他態樣係一種壓入型端子，係分別在安裝於外殼之安裝部之一側設置有母端子連接部且於另一側設置有基板連接部，將該基板連接部壓入形成於基板之通孔而安裝於該基板者，其***力較低，且至少該基板連接部具有以下之表面結構，即具備：A層，由Sn、In或該等之合金形成最表層；B層，形成於A層之下層，且由選自Ag、Au、Pt、Pd、Ru、Rh、Os及Ir所組成之群中1種或2種以上而構成；及C層，形成於B層之下層，且由選自Ni、Cr、Mn、Fe、Co及Cu所組成之群中1種或2種以上而構成；上述A層之Sn、In附著量為1~150 μg/cm2，上述B層之Ag、Au、Pt、Pd、Ru、Rh、Os、Ir附著量為1~330 μg/cm2，上述C層之Ni、Cr、Mn、Fe、Co、Cu附著量為0.03 mg/cm2以上。
本發明之進而其他態樣係一種壓入型端子，係分別在安裝於外殼之安裝部之一側設置有母端子連接部且於另一側設置有基板連接部，將該基板連接部壓入形成於基板之通孔而安裝於該基板者，壓入型端子***時之鍍敷不易被削去，且至少該基板連接部具有以下之表面結構，即具備：A層，由Sn、In或該等之合金形成最表層；B層，形成於A層之下層，且由選自Ag、Au、Pt、Pd、Ru、Rh、Os及Ir所組成之群中1種或2種以上而構成；及C層，形成於B層之下層，且由選自Ni、Cr、Mn、Fe、Co及Cu所組成之群中1種或2種以上而構成；上述A層之Sn、In附著量為1~150 μg/cm2，上述B層之Ag、Au、Pt、Pd、Ru、Rh、Os、Ir附著量為1~330 μg/cm2，上述C層之Ni、Cr、Mn、Fe、Co、Cu附著量為0.03 mg/cm2以上。
本發明之進而其他態樣係一種壓入型端子，係分別在安裝於外殼之安裝部之一側設置有母端子連接部且於另一側設置有基板連接部，將該基板連接部壓入形成於基板之通孔而安裝於該基板者，其耐熱性優異，且至少該基板連接部具有以下之表面結構，即具備：A層，由Sn、In或該等之合金形成最表層；B層，形成於A層之下層，且由選自Ag、Au、Pt、Pd、Ru、Rh、Os及Ir所組成之群中1種或2種以上而構成；及C層，形成於B層之下層，且由選自Ni、Cr、Mn、Fe、Co及Cu所組成之群中1種或2種以上而構成；上述A層之Sn、In附著量為1~150 μg/cm2， 上述B層之Ag、Au、Pt、Pd、Ru、Rh、Os、Ir附著量為1~330 μg/cm2，上述C層之Ni、Cr、Mn、Fe、Co、Cu附著量為0.03 mg/cm2以上。
本發明之壓入型端子於一實施形態中，上述A層之合金組成係Sn、In，或Sn與In合計為50質量%以上，且剩餘合金成分係由選自Ag、As、Au、Bi、Cd、Co、Cr、Cu、Fe、In、Mn、Mo、Ni、Pb、Sb、Sn、W及Zn所組成之群中1種或2種以上之金屬而構成。
本發明之壓入型端子於另一實施形態中，上述B層之合金組成係Ag、Au、Pt、Pd、Ru、Rh、Os、Ir，或Ag、Au、Pt、Pd、Ru、Rh、Os及Ir合計為50質量%以上，且剩餘合金成分係由選自Ag、Au、Bi、Cd、Co、Cu、Fe、In、Ir、Mn、Mo、Ni、Pb、Pd、Pt、Rh、Ru、Sb、Se、Sn、W、Tl及Zn所組成之群中1種或2種以上之金屬而構成。
本發明之壓入型端子於進而其他實施形態中，上述C層之合金組成係Ni、Cr、Mn、Fe、Co、Cu合計為50質量%以上，進而包含選自由B、P、Sn及Zn所組成之群中1種或2種以上。
本發明之壓入型端子於進而其他實施形態中，自上述A層之表面所測定之維氏硬度(Vickers hardness)為Hv100以上。
本發明之壓入型端子於進而其他實施形態中，藉由超微小硬度試驗於上述A層之表面以荷重0.1 mN壓入壓頭進行測定而獲得之硬度，即上述A層表面之壓入硬度為1000 MPa以上。
本發明之壓入型端子於進而其他實施形態中，自上述A層表面所測定之維氏硬度為Hv1000以下，具有高彎曲加工性。
本發明之壓入型端子於進而其他實施形態中，藉由超微小硬 度試驗於上述A層之表面以荷重0.1 mN壓入壓頭進行測定而獲得之硬度，即上述A層表面之壓入硬度為10000 MPa以下，具有高彎曲加工性。
本發明之壓入型端子於進而其他實施形態中，上述A層表面之算術平均高度(Ra)為0.1 μm以下。
本發明之壓入型端子於進而其他實施形態中，上述A層表面之最大高度(Rz)為1 μm以下。
本發明之壓入型端子於進而其他實施形態中，上述A層之表面之反射濃度為0.3以上。
本發明之壓入型端子於進而其他實施形態中，於由XPS(X射線光電子光譜))進行Depth(深度)分析時，表示上述A層之Sn或In之原子濃度(at%)最高值之位置(D1)、表示上述B層之Ag、Au、Pt、Pd、Ru、Rh、Os或Ir之原子濃度(at%)最高值之位置(D2)、及表示上述上述C層之Ni、Cr、Mn、Fe、Co或Cu之原子濃度(at%)最高值之位置(D3)自最表面係以D1、D2、D3之順序存在。
本發明之壓入型端子於進而其他實施形態中，於由XPS(X射線光電子光譜)進行Depth分析時，上述A層之Sn或In之原子濃度(at%)之最高值及上述B層之Ag、Au、Pt、Pd、Ru、Rh、Os或Ir之原子濃度(at%)之最高值分別為10 at%以上，且上述C層之Ni、Cr、Mn、Fe、Co或Cu之原子濃度(at%)為25%以上之深度為50 nm以上。
本發明之壓入型端子於進而其他實施形態中，上述A層之厚度為0.01~0.1 μm。
本發明之壓入型端子於進而其他實施形態中，上述A層之 Sn、In之附著量為7~75 μg/cm2。
本發明之壓入型端子於進而其他實施形態中，上述B層之厚度為0.005~0.1 μm。
本發明之壓入型端子於進而其他實施形態中，上述B層之Ag、Au、Pt、Pd、Ru、Rh、Os、Ir之附著量為4~120 μg/cm2。
本發明之壓入型端子於進而其他實施形態中，上述B層之Ag、Au、Pt、Pd、Ru、Rh、Os、Ir之附著量為4~120 μg/cm2。
本發明之壓入型端子於進而其他實施形態中，上述C層剖面之維氏硬度與厚度滿足下述式：維氏硬度(Hv)≧-376.22 Ln(厚度μm)+86.411。
本發明之壓入型端子於進而其他實施形態中，藉由超微小硬度試驗於上述下層(C層)之剖面以荷重0.1 mN壓入壓頭進行測定而獲得之硬度，即上述下層(C層)剖面之壓入硬度為2500 MPa以上。
本發明之壓入型端子於進而其他實施形態中，藉由超微小硬度試驗於上述下層(C層)之剖面以荷重0.1 mN壓入壓頭進行測定而獲得之硬度，即上述下層(C層)剖面之壓入硬度與厚度滿足下述式：壓入硬度(MPa)≧-3998.4 Ln(厚度μm)+1178.9。
本發明之壓入型端子於進而其他實施形態中，上述C層剖面之維氏硬度為Hv1000以下。
本發明之壓入型端子於進而其他實施形態中，藉由超微小硬度試驗於上述下層(C層)之剖面以荷重0.1 mN壓入壓頭進行測定而獲得之硬度，即上述下層(C層)剖面之壓入硬度為10000 MPa以下。
本發明之壓入型端子於進而其他實施形態中，於由XPS(X射線光電子光譜)進行Depth分析時，表示上述A層之Sn或In之原子濃度(at%)最高值之位置(D1)與表示上述上述C層之Ni、Cr、Mn、Fe、Co、Cu或Zn之原子濃度(at%)最高值之位置(D3)之間，Ag、Au、Pt、Pd、Ru、Rh、Os或Ir為40 at%以上之區域以1 nm以上之厚度存在。
本發明之壓入型端子於進而其他實施形態中，於由XPS(X射線光電子光譜)進行Depth分析時，表示上述A層之Sn或In之原子濃度(at%)最高值之位置(D1)與表示上述上述C層之Ni、Cr、Mn、Fe、Co、Cu或Zn之原子濃度(at%)最高值之位置(D3)之間，Ag、Au、Pt、Pd、Ru、Rh、Os或Ir為40 at%以上之區域以1 nm以上之厚度存在。
本發明之壓入型端子於進而其他實施形態中，於由XPS(X射線光電子光譜)之Survey測定進行上述A層之表面之元素分析時，Ag、Au、Pt、Pd、Ru、Rh、Os或Ir未達7 at%。
本發明之壓入型端子於進而其他實施形態中，於由XPS(X射線光電子光譜)之Survey測定進行上述A層表面之元素分析時，O未達50 at%。
本發明之壓入型端子於進而其他實施形態中，於上述基板連接部經表面處理以上述C層、上述B層、上述A層之順序形成表面處理層，其後，於溫度50~500℃實施時間為12小時以內之加熱處理所製作而成。
本發明之進而其他態樣係一種電子零件，其具備本發明之壓入型端子。
根據本發明，可提供一種耐鬚晶性優異且***力亦較低，將壓入型端子***基板時鍍敷不易被削去且具有高耐熱性之壓入型端子及使用其之電子零件。
10‧‧‧壓入型端子用金屬材料
11‧‧‧基材
12‧‧‧C層
13‧‧‧B層
14‧‧‧A層
圖1係本發明之實施形態之壓入型端子的示意圖。
圖2係表示本發明之實施形態之壓入型端子所使用之金屬材料構成的示意圖。
圖3係實施例3之XPS(X射線光電子光譜)之Depth測定結果。
圖4係實施例3之XPS(X射線光電子光譜)之Survey測定結果。
以下，對本發明之實施形態之壓入型端子進行說明。圖1係實施形態之壓入型端子的示意圖。又，如圖2所示般，成為壓入型端子材料之金屬材料10係於基材11之表面形成有C層12，於C層12之表面形成有B層13，於B層13之表面形成有A層14。
<壓入型端子之構成>
(基材)
作為基材11，並無特別限定，例如可使用銅及銅合金、Fe系材料、不鏽鋼、鈦及鈦合金、鋁及鋁合金等金屬基材。再者，壓入型端子之結構及形狀等並無特別限定。通常之壓入型端子係複數個端子(多個銷)並排排列且固定於基板者。
(A層)
A層必需為Sn、In或該等之合金。Sn及In係具有氧化性之金屬，但有 在金屬中比較柔軟之特徵。因此，即便於Sn及In表面形成有氧化膜，亦會於將壓入型端子***基板時容易地將氧化膜削去，接點會變成皆為金屬，因而獲得低接觸電阻。
又，Sn及In對於氯氣、亞硫酸氣體、氫硫氣體等氣體之耐氣體腐蝕性優異，例如，於在B層13使用耐氣體腐蝕性較差之Ag，在C層12使用耐氣體腐蝕性較差之Ni，且在基材11使用耐氣體腐蝕性較差之銅及銅合金時，有提高壓入型端子之耐氣體腐蝕性之作用。再者，Sn及In中，基於厚生勞動省之關於健康損傷防止之技術方針，對In之限制嚴格，因此較佳為Sn。
A層14之組成可為Sn、In，或亦可為Sn與In合計為50質量%以上，且剩餘合金成分係由選自Ag、As、Au、Bi、Cd、Co、Cr、Cu、Fe、In、Mn、Mo、Ni、Pb、Sb、Sn、W、Zn所組成之群中1種或2種以上之金屬而構成。藉由A層14之組成所製成合金(例如實施Sn-Ag合金鍍敷)而存在使耐鬚晶性進一步提高，***力亦變更低，將壓入型端子***基板時鍍敷更不易被削去，且耐熱性提高之情形。
A層14之厚度必需為0.002~0.2 μm。A層14之厚度較佳為0.01~0.1 μm。若A層14之厚度未達0.002 μm，則無法獲得充分之耐氣體腐蝕性，若將壓入型端子進行氯氣、亞硫酸氣體、硫化氫氣體等之氣體腐蝕試驗，則會腐蝕，且與氣體腐蝕試驗前相比接觸電阻會大幅增加。為了獲得更充分之耐氣體腐蝕性，較佳為0.01 μm以上之厚度。又，若厚度變大，則Sn或In之凝結磨耗變大，***力變大，將壓入型端子***基板時鍍敷變得容易被削去。為了更充分地降低***力，並且使壓入型端子插 入基板時鍍敷更不易被削去，而將A層14之厚度設為0.2 μm以下。更佳為0.15 μm以下，進而佳為0.10 μm以下。
A層14之Sn、In之附著量必需為1~150 μg/cm2。A層14之附著量較佳為7~75 μg/cm2。此處，說明以附著量來定義之理由。例如，於由螢光X射線膜厚計測定A層14之厚度時，有因形成於A層與其下之B層之間的合金層而導致所測定之厚度值產生誤差之情形。另一方面，於以附著量進行控制時，可不受合金層之形成狀況影響而進行更準確之品質管理。若A層14之Sn、In之附著量未達1 μg/cm2，則無法獲得充分之耐氣體腐蝕性，若將壓入型端子進行氯氣、亞硫酸氣體、硫化氫氣體等之氣體腐蝕試驗，則會腐蝕，並且與氣體腐蝕試驗前相比接觸電阻會大幅增加。為了獲得更充分之耐氣體腐蝕性，較佳為7 μg/cm2以上之附著量。又，若附著量變多，則Sn或In之凝結磨耗變大，***力變大，將壓入型端子***基板時鍍敷變得容易被削去。為了更充分地降低***力，並且使壓入型端子***基板時鍍敷更不易被削去，將附著量設為150 μg/cm2以下。更佳為110 μg/cm2以下，進而佳為75 μg/cm2以下。
(B層)
B層13必需由選自Ag、Au、Pt、Pd、Ru、Rh、Os及Ir所組成之群中1種或2種以上而構成。Ag、Au、Pt、Pd、Ru、Rh、Os、Ir有在金屬中具有較耐熱之性質的特徵。因此，可抑制基材11或C層12之組成擴散至A層14側而使耐熱性提高。又，該等金屬與A層14之Sn或In形成化合物而抑制Sn或In之氧化膜形成。再者，Ag、Au、Pt、Pd、Ru、Rh、Os、Ir中，就導電率之觀點而言較理想為Ag。Ag之導電率較高。例如於在高頻之信號 用途使用Ag時，藉由集膚效應(skin effect)，阻抗電阻變低。
B層13之合金組成可為Ag、Au、Pt、Pd、Ru、Rh、Os、Ir，或亦可為Ag、Au、Pt、Pd、Ru、Rh、Os、及Ir合計為50質量%以上，且剩餘合金成分係由選自Ag、Au、Bi、Cd、Co、Cu、Fe、In、Ir、Mn、Mo、Ni、Pb、Pd、Pt、Rh、Ru、Sb、Se、Sn、W、Tl、Zn所組成之群中1種或2種以上之金屬而構成。藉由B層13之組成成為合金(例如實施鍍Ag-Sn合金)會存在使其耐鬚晶性進一步提高，***力亦變更低，並且將壓入型端子***基板時鍍敷更不易被削去且耐熱性提高之情況。
B層13之厚度必需為0.001~0.3 μm。B層13之厚度較佳為0.005~0.1 μm。若厚度未達0.001 μm，則基材11或C層12與A層形成合金，耐熱性試驗後之接觸電阻較差。為了獲得更充分之耐熱性，較佳為0.005 μm以上之厚度。又，若厚度變大，則***力變大，將壓入型端子***基板時鍍敷變得容易被削去。為了更充分地降低***力，並且使壓入型端子***基板時鍍敷更不易被削去，較佳為0.3 μm以下，更佳為0.15 μm以下，進而佳為0.10 μm以下。
B層13之Ag、Au、Pt、Pd、Ru、Rh、Os、Ir或該等合金之附著量必需為1~330 μg/cm2。B層13之附著量較佳為4~120 μg/cm2。此處，說明以附著量來定義之理由。例如，於由螢光X射線膜厚計測定B層13之厚度之情形時，有因形成於A層14與其下之B層13之間之合金層而導致所測定之厚度值產生誤差之情形。另一方面，於以附著量進行控制時，可不受合金層之形成狀況影響而進行更準確之品質管理。若附著量未達1 μg/cm2，則基材11或C層12與A層形成合金，耐熱性試驗後之接觸電阻 較差。為了獲得更充分之耐熱性，較佳為4 μg/cm2以上之附著量。又，若附著量較多，則***力變大，將壓入型端子***基板時鍍敷變得容易被削去。為了更充分地降低***力，並且使壓入型端子***基板時鍍敷更不易被削去，附著量較佳為330 μg/cm2以下，更佳為180 μg/cm2以下，進而佳為120 μg/cm2。
(C層)
於基材11與B層13之間，必需形成由選自Ni、Cr、Mn、Fe、Co及Cu所組成之群中1種或2種以上所構成之C層12。使用選自由Ni、Cr、Mn、Fe、Co、Cu所組成之群中1種或2種以上之金屬形成C層12，藉此，較硬之C層形成使薄膜潤滑效果提高，而可充分地降低***力，C層12可防止基材11之構成金屬擴散至B層，可抑制耐熱性試驗或耐氣體腐蝕性試驗後之接觸電阻增加等，耐久性提高。
C層12之合金組成係Ni、Cr、Mn、Fe、Co、Cu合計為50質量%以上，進而還可包含選自由B、P、Sn、Zn所組成之群中1種或2種以上。藉由C層12之合金組成成為此種構成，C層更加硬化，藉此，薄膜潤滑效果進一步提高而***力進一步降低，C層12之合金化會進一步防止基材11之構成金屬擴散至B層，抑制耐熱性試驗或耐氣體腐蝕性試驗後之接觸電阻增加等，耐久性提高。
C層12之厚度必需為0.05 μm以上。若C層12之厚度未達0.05 μm，則由較硬之C層所致之薄膜潤滑效果降低而***力變大，基材11之構成金屬變得容易擴散至B層，耐熱性試驗或耐氣體腐蝕性試驗後之接觸電阻增加等，耐久性變差。
C層12之Ni、Cr、Mn、Fe、Co、Cu之附著量必需為0.03 mg/cm2以上。此處，說明以附著量來定義之理由。例如，於由螢光X射線膜厚計測定C層12之厚度時，有因與A層14、B層13及基材11等所形成之合金層而導致所測定之厚度值產生誤差之情形。另一方面，於以附著量進行控制時，可不受合金層之形成狀況影響而進行更準確之品質管理。若附著量未達0.03 mg/cm2，則由較硬之C層所致之薄膜潤滑效果降低而***力變大，基材11之構成金屬變得容易擴散至B層，耐熱性試驗或耐氣體腐蝕性試驗後之接觸電阻增加等，耐久性變差。
(熱處理)
於使A層14形成後，亦可為了使耐鬚晶性進一步提高，使***力變得更低，使將壓入型端子***基板時鍍敷更不易被削去，又，使耐熱性提高而實施熱處理。藉由熱處理，A層14與B層13容易形成合金層，使耐鬚晶性提高，且將壓入型端子***基板時鍍敷變得更不易被削去，又，使耐熱性提高，使Sn之凝結力進一步變小，藉此使***力變低。再者，關於該熱處理並無限定，但熱處理之溫度與時間較佳為於溫度：50~500℃、時間：12小時以內之範圍進行。若溫度未達50℃，則由於溫度低而導致A層14與B層13難以形成合金層。又，若溫度超過500℃，則有基材11或C層12擴散至B層13及A層14，接觸電阻變高之情況。若熱處理時間超過12小時，則有基材11或C層12擴散至B層13及A層14，接觸電阻變高之情況。
(後處理)
於A層14上，或於A層14上實施熱處理之後，亦可為了進一步降低 ***力，使壓入型端子***基板時鍍敷更不易被削去，又，使耐熱性提高而進行後處理。藉由後處理，潤滑性提高而***力進一步降低，鍍敷變得不易被削去，又，A層與B層之氧化受到抑制而耐熱性、耐氣體腐蝕性等耐久性提高。具體之後處理有使用抑制劑、磷酸鹽處理、潤滑處理、矽烷偶合處理等。再者，對於該後處理並無限定。
<金屬材料之特性>
自A層14之表面所測定之維氏硬度較佳為Hv100以上。若自A層14之表面所測定之維氏硬度為Hv100以上，則由較硬之A層所致之薄膜潤滑效果提高，***力降低。又，另一方面，自A層14之表面所測定之維氏硬度較佳為Hv1000以下。若自A層14之表面所測定之維氏硬度為Hv1000以下，則彎曲加工性提高，於本發明之壓入型端子進行加壓成形時，所成形之部分難以出現裂痕，抑制耐氣體腐蝕性降低。
自A層14之表面所測定之壓入硬度較佳為1000 MPa以上。此處，所謂自A層14之表面所測定之壓入硬度係指藉由超微小硬度試驗於A層之表面以荷重0.1 mN壓入壓頭進行測定而獲得之硬度。若A層14表面之壓入硬度為1000 MPa以上，則藉由較硬之A層所致之薄膜潤滑效果提高，***力降低。又，另一方面，自A層14之表面所測定之維氏壓入硬度較佳為10000 MPa以下。若A層14表面之壓入硬度為10000 MPa以下，則彎曲加工性提高，於進行本發明之壓入型端子加壓成形之情形時，所成形之部分難以出現裂痕，抑制耐氣體腐蝕性降低。
A層14表面之算術平均高度(Ra)較佳為0.1 μm以下。若A層14表面之算術平均高度(Ra)為0.1 μm以下，則較容易腐蝕之凸 部變少而變得平滑，因此耐氣體腐蝕性提高。
A層14表面之最大高度(Rz)較佳為1 μm以下。若A層14表面之最大高度(Rz)為1 μm以下，則較容易腐蝕之凸部變少而變得平滑，因此耐氣體腐蝕性提高。
A層14表面之反射濃度較佳為0.3以上。若A層14之表面之反射濃度為0.3以上，則較容易腐蝕之凸部變少而變得平滑，因此耐氣體腐蝕性提高。
C層12剖面之維氏硬度較佳為Hv300以上。若C層12剖面之維氏硬度為Hv300以上，則C層更加硬化，藉此薄膜潤滑效果進一步提高而***力進一步降低。又，另一方面，C層12剖面之維氏硬度較佳為Hv1000以下。若C層12之剖面之維氏硬度為Hv1000以下，則彎曲加工性提高，於將本發明之壓入型端子進行加壓成形時，所成形之部分難以出現裂痕，抑制耐氣體腐蝕性降低。
C層12剖面之維氏硬度與C層12之厚度較佳為滿足下述式：維氏硬度(Hv)≧-376.22 Ln(厚度μm)+86.411。若C層12剖面之維氏硬度與C層12之厚度滿足上述式，則C層更加硬化，藉此薄膜潤滑效果進一步提高，***力進一步降低。
再者，於本發明中，所謂「Ln(厚度μm)」意指厚度(μm)之自然對數之數值。
C層12剖面之壓入硬度較佳為2500 MPa以上。此處，所謂C層12剖面之壓入硬度係指藉由超微小硬度試驗於C層12之剖面以荷重0.1 mN壓入壓頭進行測定而獲得之硬度。若C層12剖面之壓入硬度為2500 MPa以上，則C層更加硬化，藉此薄膜潤滑效果進一步提高而***力進一 步降低。又，另一方面，C層12剖面之壓入硬度較佳為10000 MPa以下。若C層12剖面之壓入硬度為10000 MPa以下，則彎曲加工性提高，於將本發明之電壓入型端子進行加壓成形之情形時，所成形之部分難以出現裂痕，抑制耐氣體腐蝕性降低。
C層12剖面之壓入硬度與C層12之厚度較佳為滿足下述式：壓入硬度(MPa)≧-3998.4 Ln(厚度μm)+1178.9。
若C層12剖面之壓入硬度與C層12之厚度滿足上述式，則C層更加硬化，藉此薄膜潤滑效果提高，***力降低。
於由XPS(X射線光電子光譜)進行Depth分析時，表示A層14之Sn或In之原子濃度(at%)最高值之位置(D1)、表示B層13之Ag、Au、Pt、Pd、Ru、Rh、Os或Ir之原子濃度(at%)最高值之位置(D2)及表示C層12之Ni、Cr、Mn、Fe、Co或Cu之原子濃度(at%)最高值之位置(D3)較佳為自最表面以D1、D2、D3之順序存在。於未自最表面以D1、D2、D3之順序存在時，有無法獲得充分之耐氣體腐蝕性，若將壓入型端子進行氯氣、亞硫酸氣體、硫化氫氣體等之氣體腐蝕試驗，則會腐蝕，與氣體腐蝕試驗前相比會有接觸電阻大幅增加之虞。
於由XPS(X射線光電子光譜)進行Depth分析時，A層14之Sn或In之原子濃度(at%)最高值及B層13之Ag、Au、Pt、Pd、Ru、Rh、Os或Ir之原子濃度(at%)最高值分別為10 at%以上，且C層12之Ni、Cr、Mn、Fe、Co或Cu之原子濃度(at%)為25 at%以上之深度較佳為50 nm以上。於A層14之Sn或In之原子濃度(at%)最高值及B層13之Ag、Au、Pt、Pd、Ru、Rh、Os或Ir之原子濃度(at%)最高值分別為未達10 at% 且C層12之Ni、Cr、Mn、Fe、Co或Cu之原子濃度(at%)為25 at%以上之深度為未達50 nm時，有***力較高，耐熱性或耐氣體腐蝕性由於基材成分擴散至A層14或B層13而變差之虞。
於由XPS(X射線光電子光譜)進行Depth分析時，於表示A層14之Sn或In之原子濃度(at%)最高值之位置(D1)與表示C層12之Ni、Cr、Mn、Fe、Co、Cu或Zn之原子濃度(at%)最高值之位置(D3)之間，Ag、Au、Pt、Pd、Ru、Rh、Os或Ir為40 at%以上之區域較佳為以1 nm以上之厚度存在。若以未達1 nm之厚度存在，例如於Ag之情形時，有耐熱性變差之虞。
於由XPS(X射線光電子光譜)之Survey測定進行A層表面之元素分析時，Sn、In較佳為2 at%以上。若Sn、In未達2 at%，例如Ag之情形時，有耐硫化性變差，接觸電阻大幅增加之虞。又，例如Pd之情形時，有Pd氧化而接觸電阻變高之虞。
於由XPS(X射線光電子光譜)之Survey測定進行A層表面之元素分析時，Ag、Au、Pt、Pd、Ru、Rh、Os或Ir較佳為未達7 at%。若Ag、Au、Pt、Pd、Ru、Rh、Os或Ir為7 at%以上，例如Ag之情形時，有耐硫化性較差，接觸電阻大幅增加之虞。又，例如Pd之情形時，有Pd氧化而接觸電阻變高之虞。
於由XPS(X射線光電子光譜)之Survey測定進行A層表面之元素分析時，O較佳為未達50 at%。若O為50 at%以上，則有接觸電阻變高之虞。
<壓入型端子之製造方法>
關於本發明之壓入型端子之製造方法並無限定。可於預先藉由加壓成形等而成為壓入型端子形狀之基材，藉由濕式(電性、無電解)鍍敷、乾式(濺鍍、離子電鍍等)鍍敷等進行製造。
[實施例]
以下，將本發明之實施例與比較例一併表示，但該等係為了更加理解本發明而提供，並不意圖限定本發明。
作為實施例及比較例，以下文之表1~7中所示之條件分別製作藉由依序設置基材、C層、B層、A層且根據情況進行熱處理而形成之試樣。
於表1、表2、表3、表4、表5中分別表示壓入型端子及通孔規格、C層之製作條件、B層之製作條件、A層之製作條件、熱處理條件。又，於表6、表7中分別表示各實施例中所使用之各層之製作條件及熱處理之條件、各比較例中所使用之各層之製作條件及熱處理之條件。
(厚度之測定)
A層、B層、C層之厚度係於基材分別實施表面處理，藉由螢光X射線膜厚計(Seiko Instruments製造之SEA5100、準直器0.1 mmΦ)分別測定實際之厚度。
(附著量之測定)
藉由硫酸或硝酸等將各試樣進行酸分解，藉由ICP(Inductively Coupled Plasma)發射光譜分析測定各金屬之附著量。再者，具體所使用之酸根據具有各個樣品之組成而不同。
(組成之測定)
基於所測定之附著量，算出各金屬之組成。
(層結構之測定)
所獲得之試樣之層結構係由XPS(X射線光電子光譜)分析之深度(Depth)分佈來決定。所分析之元素為A層、B層、C層之組成與C及O。將該等元素設為指定元素。又，將指定元素之合計設為100%而分析各元素之濃度(at%)。XPS(X射線光電子光譜)分析中之厚度對應於分析所得之圖表橫軸之距離(以SiO2換算之距離)。
又，所獲得之試樣之表面藉由XPS(X射線光電子光譜)分析之Survey測定亦進行定性分析。定性分析之濃度解析度設為0.1 at%。
XPS裝置使用ULVAC-PHI股份有限公司製造之5600MC，設為極限真空度：5.7×10-9 Torr，激發源：單色化AlK α，輸出：210 W，檢測面積：800 μmΦ，入射角：45度，掠出角：45度，無中和槍，以如下之濺鍍條件進行測定。
離子種類：Ar+
加速電壓：3 kV
掃描區域：3 mm×3 mm
速率：2.8 nm/min.(SiO2換算)
(評價)
對各試樣進行以下之評價。
A.***力
***力係藉由測定將壓入型端子***基板時之***力而進行評價。試驗所使用之測定裝置係Aikoh Engineering製造之1311NR，將基板固定，使 壓入型端子滑動而進行試驗。樣品數設為5個，***力採用將各樣品之最大***力之值進行平均所得之值。作為***力之對照材，採用比較例1之樣品。
***力之目標設為與比較例1之最大***力相比未達85%。此係由於與比較例1相比***力為90%之比較例4作為實際之產品存在，因此將較該比較例4***力低5%以上，與比較例1之最大***力相比未達85%設為***力之目標。
B.鬚晶
關於鬚晶，藉由手壓使壓入型端子***基板之通孔，進行熱衝擊循環試驗(JEITA ET-7410)，藉由SEM(JEOL公司製造，款式JSM-5410)以100~10000倍之倍率觀察結束試驗之樣品，觀察鬚晶之產生狀況。
<熱衝擊循環試驗>
低溫-40℃×30分高溫85℃×30分/循環×1000循環
設為目標之特性係不產生長度為20 μm以上之鬚晶，最大目標為一條鬚晶都不會產生。
C.接觸電阻
接觸電阻係使用山崎精機製造之接點模擬器CRS-113-Au型，以接點荷重50 g之條件藉由4端子法進行測定。將樣品數設為5個，採用自各樣品之最小值至最大值之範圍。設為目標之特性係接觸電阻為10 mΩ以下。接觸電阻以1~3 mΩ、3~5 mΩ及5 mΩ<區分。
D.耐熱性
耐熱性係測定大氣加熱(175℃×500 h)試驗後之樣品之接觸電阻而進 行評價。設為目標之特性係接觸電阻為10 mΩ以下，但最大目標為接觸電阻於耐熱性試驗前後不會變化(相同)。耐熱性係以接觸電阻為1~4 mΩ、2~4 mΩ、2~5 mΩ、3~6 mΩ、3~7 mΩ、6~9 mΩ、10 mΩ<區分。
E.耐氣體腐蝕性
耐氣體腐蝕性係於下述(1)~(3)所示之3個試驗環境下進行評價。耐氣體腐蝕性之評價係測定結束(1)~(3)環境試驗之試驗後樣品之接觸電阻。再者，設為目標之特性係接觸電阻為10 mΩ以下，最大目標為接觸電阻於耐氣體腐蝕性試驗前後不會變化(相同)。耐氣體腐蝕性係以接觸電阻為1~3 mΩ、1~4 mΩ、2~4 mΩ、2~6 mΩ、3~5 mΩ、3~7 mΩ、4~7 mΩ、5~8 mΩ、6~9 mΩ、10 mΩ<區分。
(1)鹽水噴霧試驗
鹽水濃度：5%
溫度：35℃
噴霧壓力：98±10 kPa
曝露時間：96 h
(2)亞硫酸氣體腐蝕試驗
亞硫酸濃度：25 ppm
溫度：40℃
濕度：80%RH
曝露時間：96 h
(3)硫化氫氣體腐蝕試驗
亞硫酸濃度：10 ppm
溫度：40℃
濕度：80%RH
曝露時間：96 h
G.彎曲加工性
彎曲加工性係使用W字型之金屬模具以試樣之板厚與彎曲半徑之比為1之條件彎曲90°來評價。評價係由光學顯微鏡觀察彎曲加工部表面，於未觀察到裂痕時判斷為於實用上無問題之情況設為○，將觀察到裂痕之情形設為×。
H.維氏硬度
維氏硬度係自A層表面或C層剖面以荷重980.7 mN(Hv0.1)、荷重保持時間15秒壓入壓頭而測定。
I.壓入硬度
壓入硬度係藉由超微小硬度試驗(Elionix製造之ENT-2100)自A層表面或C層剖面以荷重0.1 mN壓入壓頭而測定。
J.表面粗糙度
表面粗糙度(算術平均高度(Ra)及最大高度(Rz))之測定係依據JIS B 0601，使用非接觸式三維測定裝置(三鷹光器公司製造，形式NH-3)而進行。以截止點(cut-off)為0.25 mm，測定長度為1.50 mm，對每1個試樣測定5次
K.反射濃度
反射濃度係使用密度計(ND-1，日本電色工業公司製造)進行測定。
L.粉末之產生
關於粉末之產生，將***通孔之壓入型端子自通孔拔出，由SEM(JEOL 公司製造，款式JSM-5410)以100~10000倍之倍率觀察壓入型端子剖面，確認粉末之產生狀況。將粉末之直徑未達5 μm者設為○，將未達5~10 μm者設為△，將10 μm以上者設為×。
將各條件及評價結果示於表8~22中。
實施例1~101係耐鬚晶性優異且***力亦較低，將壓入型端子***基板時鍍敷不易被削去且具有高耐熱性之壓入型端子。
比較例1係對照材。
比較例2係使比較例1之對照材之鍍Sn變薄所製作而成，產生鬚晶而使耐鬚晶性較差。
與比較例2相比比較例3係未實施熱處理所製作而成，產生鬚晶而使耐鬚晶性較差，***力會高於目標。
與比較例2相比比較例4係於C層實施鍍Cu所製作而成，其***力與比較例1相比為90%，高於目標，耐熱性亦較差。
與比較例4相比比較例5係使鍍Sn變薄所製作而成，產生鬚晶而耐鬚晶性較差。
與比較例5相比比較例6係未實施熱處理所製作而成，產生鬚晶而耐鬚晶性較差，***力高於目標。
與比較例1之對照材相比比較例7係於C層實施鍍Cu所製作而成，與比較例1相比特性未變化。
與比較例1之對照材相比比較例8係較厚地實施C層之鍍Ni所製作而成，與比較例1相比特性未變化。
與實施例1相比比較例9係較厚地實施最表層之鍍Sn所製作而成，鬚晶雖無目標之20 μm以上之長度者，但未達20 μm之鬚晶確實產生1條以上。
與比較例9相比比較例10係較薄地實施B層之鍍Ag所製作而成，鬚晶雖無目標之20 μm以上之長度者，但未達20 μm之鬚晶確實產生1條以上。
與實施例1相比比較例11係較厚地實施B層之鍍Ag所製作而成，粉末之產生量較多。
與比較例11相比比較例12係不進行B層之鍍Ag所製作而成，耐熱性較差。
與實施例4相比比較例13係較厚地實施B層之鍍Ag所製作而成，粉末之產生量較多。
與比較例13相比比較例14係不進行B層之鍍Ag所製作而成，耐熱性較差。
與實施例4相比比較例15係較薄地實施A層之鍍Sn所製作而成，耐氣體腐蝕性較差，硫化氫氣體腐蝕試驗後之接觸電阻超過目標。
與實施例5相比比較例16係較薄地實施A層之鍍Sn所製作而成，藉由XPS(X射線光電子光譜)中之Depth測定，A層之Sn或In之原子濃度(at%)最高值為10 at%以下，耐氣體腐蝕性較差，硫化氫氣體腐蝕試驗後之接觸電阻超過目標。
與實施例3相比比較例17係將Sn與Ag之鍍敷順序顛倒所製作而成，藉由XPS(X射線光電子光譜)中之Depth測定，表示A層之Sn或In之原子濃度(at%)之最高值之位置(D1)、表示B層之Ag、Au、Pt、Pd、Ru、Rh、Os或Ir之原子濃度(at%)之最高值之位置(D2)係以D2、D1之順序存在，因此耐氣體腐蝕性較差，硫化氫氣體腐蝕試驗後之接觸電阻超過目標。
與實施例3相比比較例18係使鍍Ni變薄所製作而成，藉由XPS(X射線光電子光譜)中之Depth測定，C層之Ni、Cr、Mn、Fe、Co或Cu之原子濃度(at%)為25 at%以上之深度未達50 nm，因此***力較高，耐熱性亦較差。
比較例19中，由於A層之Sn較薄且未實施B層，因此耐熱性較差。
又，圖3中表示實施例3之XPS(X射線光電子光譜)之Depth測定結果。由圖3可知：表示A層之Sn或In之原子濃度(at%)最高值之位置(D1)、表示上述B層之Ag、Au、Pt、Pd、Ru、Rh、Os或Ir之原子濃度(at%)最高值之位置(D2)係以D1、D2之順序存在，且D1為35 at%，D2為87%。
又，圖4中表示實施例3之XPS(X射線光電子光譜)之Survey測定結果。由圖4可知：O為24.1 at%，Ag為2.6 at%，Sn為7.3 at%。

Claims (36)

  1. 一種壓入型端子，係分別在安裝於外殼之安裝部之一側設置有母端子連接部且於另一側設置有基板連接部，將該基板連接部壓入形成於基板之通孔而安裝於該基板者，其耐鬚晶性優異，且至少該基板連接部具有以下之表面結構，即具備：A層，由Sn、In或該等之合金形成最表層；B層，形成於A層之下層，且由選自Ag、Au、Pt、Pd、Ru、Rh、Os及Ir所組成之群中1種或2種以上而構成；及C層，形成於B層之下層，且由選自Ni、Cr、Mn、Fe、Co及Cu所組成之群中1種或2種以上而構成；上述A層之厚度為0.002~0.2 μm，上述B層之厚度為0.001~0.3 μm，上述C層之厚度為0.05 μm以上。
  2. 一種壓入型端子，其係分別在安裝於外殼之安裝部之一側設置有母端子連接部且於另一側設置有基板連接部，將該基板連接部壓入形成於基板之通孔而安裝於該基板者，且至少該基板連接部具有以下之表面結構，即具備：A層，由Sn、In或該等之合金形成最表層；B層，形成於A層之下層，且由選自由Ag、Au、Pt、Pd、Ru、Rh、Os及Ir所組成之群中1種或2種以上構成；及C層，形成於B層之下層，且由選自Ni、Cr、Mn、Fe、Co及Cu所組成之群中1種或2種以上而構成；上述A層之厚度為0.002~0.2 μm，上述B層之厚度為0.001~0.3 μm，上述C層之厚度為0.05 μm以上。
  3. 一種壓入型端子，係分別在安裝於外殼之安裝部之一側設置有母端子連接部且於另一側設置有基板連接部，將該基板連接部壓入形成於基板之通孔而安裝於該基板者，該壓入型端子***時之鍍敷不易被削去，且至少該基板連接部具有以下之表面結構，即具備：A層，由Sn、In或該等之合金形成最表層；B層，形成於A層之下層，且由選自Ag、Au、Pt、Pd、Ru、Rh、Os及Ir所組成之群中1種或2種以上而構成；及C層，形成於B層之下層，且由選自Ni、Cr、Mn、Fe、Co及Cu所組成之群中1種或2種以上而構成；上述A層之厚度為0.002~0.2 μm，上述B層之厚度為0.001~0.3 μm，上述C層之厚度為0.05 μm以上。
  4. 一種壓入型端子，係分別在安裝於外殼之安裝部之一側設置有母端子連接部且於另一側設置有基板連接部，將該基板連接部壓入形成於基板之通孔而安裝於該基板者，其耐熱性優異，且至少該基板連接部具有以下之表面結構，即具備；A層，由Sn、In或該等之合金形成最表層；B層，形成於A層之下層，且由選自Ag、Au、Pt、Pd、Ru、Rh、Os及Ir所組成之群中1種或2種以上而構成；及C層，形成於B層之下層，且由選自Ni、Cr、Mn、Fe、Co及Cu所組成之群中1種或2種以上而構成；上述A層之厚度為0.002~0.2 μm，上述B層之厚度為0.001~0.3 μm，上述C層之厚度為0.05 μm以上。
  5. 一種壓入型端子，係分別在安裝於外殼之安裝部之一側設置有母端 子連接部且於另一側設置有基板連接部，將該基板連接部壓入形成於基板之通孔而安裝於該基板者，其耐鬚晶性優異，且至少該基板連接部具有以下之表面結構，即具備：A層，由Sn、In或該等之合金形成最表層；B層，形成於A層之下層，且由選自Ag、Au、Pt、Pd、Ru、Rh、Os及Ir所組成之群中1種或2種以上而構成；及C層，形成於B層之下層，且由選自Ni、Cr、Mn、Fe、Co及Cu所組成之群中1種或2種以上而構成；上述A層之Sn、In之附著量為1~150 μg/cm2，上述B層之Ag、Au、Pt、Pd、Ru、Rh、Os、Ir之附著量為1~330 μg/cm2，上述C層之Ni、Cr、Mn、Fe、Co、Cu附著量為0.03 mg/cm2以上。
  6. 一種壓入型端子，係分別在安裝於外殼之安裝部之一側設置有母端子連接部且於另一側設置有基板連接部，將該基板連接部壓入形成於基板之通孔而安裝於該基板者，其***力較低，且至少該基板連接部具有以下之表面結構，即具備；A層，由Sn、In或該等之合金形成最表層；B層，形成於A層之下層，且由選自Ag、Au、Pt、Pd、Ru、Rh、Os及Ir所組成之群中1種或2種以上而構成；及C層，形成於B層之下層，且由選自Ni、Cr、Mn、Fe、Co及Cu所組成之群中1種或2種以上而構成；上述A層之Sn、In之附著量為1~150 μg/cm2，上述B層之Ag、Au、Pt、Pd、Ru、Rh、Os、Ir之附著量為1~330 μg/cm2，上述C層之Ni、Cr、Mn、Fe、Co、Cu之附著量為0.03 mg/cm2以上。
  7. 一種壓入型端子，係分別在安裝於外殼之安裝部之一側設置有母端子連接部且於另一側設置有基板連接部，將該基板連接部壓入形成於基板 之通孔而安裝於該基板者，該壓入型端子***時之鍍敷不易被削去，且至少該基板連接部具有以下之表面結構，即具備：A層，由Sn、In或該等之合金形成最表層；B層，形成於A層之下層，且由選自Ag、Au、Pt、Pd、Ru、Rh、Os及Ir所組成之群中1種或2種以上而構成；及C層，其形成於B層之下層，且由選自Ni、Cr、Mn、Fe、Co及Cu所組成之群中1種或2種以上而構成；上述A層之Sn、In之附著量為1~150 μg/cm2，上述B層之Ag、Au、Pt、Pd、Ru、Rh、Os、Ir之附著量為1~330 μg/cm2，上述C層之Ni、Cr、Mn、Fe、Co、Cu之附著量為0.03 mg/cm2以上。
  8. 一種壓入型端子，係分別在安裝於外殼之安裝部之一側設置有母端子連接部且於另一側設置有基板連接部，將該基板連接部壓入形成於基板之通孔而安裝於該基板者，其耐熱性優異，且至少該基板連接部具有以下之表面結構，即具備：A層，由Sn、In或該等之合金形成最表層；B層，形成於A層之下層，且由選自Ag、Au、Pt、Pd、Ru、Rh、Os及Ir所組成之群中1種或2種以上而構成；及C層，形成於B層之下層，且由選自Ni、Cr、Mn、Fe、Co及Cu所組成之群中1種或2種以上而構成；上述A層之Sn、In之附著量為1~150 μg/cm2，上述B層之Ag、Au、Pt、Pd、Ru、Rh、Os、Ir之附著量為1~330 μg/cm2，上述C層之Ni、Cr、Mn、Fe、Co、Cu之附著量為0.03 mg/cm2以上。
  9. 如申請專利範圍第1項至第8項中任一項之壓入型端子，其中，上述A層之合金組成係Sn、In，或Sn與In合計為50質量%以上，且剩餘合金成分係由選自Ag、As、Au、Bi、Cd、Co、Cr、Cu、Fe、In、Mn、Mo、 Ni、Pb、Sb、Sn、W及Zn所組成之群中1種或2種以上之金屬而構成。
  10. 如申請專利範圍第1項至第8項中任一項之壓入型端子，其中，上述B層之合金組成係Ag、Au、Pt、Pd、Ru、Rh、Os、Ir，或Ag、Au、Pt、Pd、Ru、Rh、Os及Ir合計為50質量%以上，且剩餘合金成分係由選自Ag、Au、Bi、Cd、Co、Cu、Fe、In、Ir、Mn、Mo、Ni、Pb、Pd、Pt、Rh、Ru、Sb、Se、Sn、W、Tl及Zn所組成之群中1種或2種以上之金屬而構成。
  11. 如申請專利範圍第1項至第8項中任一項之壓入型端子，其中，上述C層之合金組成係Ni、Cr、Mn、Fe、Co、Cu合計為50質量%以上，進而包含選自由B、P、Sn及Zn所組成之群中1種或2種以上。
  12. 如申請專利範圍第1項至第8項中任一項之壓入型端子，其中，自上述A層之表面所測定之維氏硬度為Hv100以上。
  13. 如申請專利範圍第1項至第8項中任一項之壓入型端子，其中，藉由超微小硬度試驗於上述A層之表面以荷重0.1 mN壓入壓頭進行測定而獲得之硬度，即上述A層表面之壓入硬度為1000 MPa以上。
  14. 如申請專利範圍第1項至第8項中任一項之壓入型端子，其中，自上述A層表面所測定之維氏硬度為Hv1000以下，具有高彎曲加工性。
  15. 如申請專利範圍第1項至第8項中任一項之壓入型端子，其中，藉由超微小硬度試驗於上述A層之表面以荷重0.1 mN壓入壓頭進行測定而獲得之硬度，即上述A層表面之壓入硬度為10000 MPa以下，具有高彎曲加工性。
  16. 如申請專利範圍第1項至第8項中任一項之壓入型端子，其耐腐蝕性優異，且其中上述A層表面之算術平均高度(Ra)為0.1 μm以下。
  17. 如申請專利範圍第1項至第8項中任一項之壓入型端子，其耐腐蝕性優異，且其中上述A層表面之最大高度(Rz)為1 μm以下。
  18. 如申請專利範圍第1項至第8項中任一項之壓入型端子，其耐腐蝕 性優異，且其中上述A層表面之反射濃度為0.3以上。
  19. 如申請專利範圍第1項至第8項中任一項之壓入型端子，其中，於由XPS(X射線光電子光譜)進行Depth分析時，表示上述A層之Sn或In之原子濃度(at%)最高值之位置(D1)、表示上述B層之Ag、Au、Pt、Pd、Ru、Rh、Os或Ir之原子濃度(at%)最高值之位置(D2)、及表示上述上述C層之Ni、Cr、Mn、Fe、Co或Cu之原子濃度(at%)最高值之位置(D3)自最表面係以D1、D2、D3之順序存在。
  20. 如申請專利範圍第19項之壓入型端子，其中，於由XPS(X射線光電子光譜)進行Depth分析時，上述A層之Sn或In之原子濃度(at%)之最高值及上述B層之Ag、Au、Pt、Pd、Ru、Rh、Os或Ir之原子濃度(at%)之最高值分別為10 at%以上，且上述C層之Ni、Cr、Mn、Fe、Co或Cu之原子濃度(at%)為25%以上之深度為50 nm以上。
  21. 如申請專利範圍第1項至第8項中任一項之壓入型端子，其***力較低且鍍敷削去少，且其中上述A層之厚度為0.01~0.1 μm。
  22. 如申請專利範圍第1項至第8項中任一項之壓入型端子，其***力較低且鍍敷削去少，且其中上述A層之Sn、In之附著量為7~75 μg/cm2。
  23. 如申請專利範圍第1項至第8項中任一項之壓入型端子，其***力較低且鍍敷削去少，且其中上述B層之厚度為0.005~0.1 μm。
  24. 如申請專利範圍第1項至第8項中任一項之壓入型端子，其***力較低且鍍敷削去少，且其中上述B層之Ag、Au、Pt、Pd、Ru、Rh、Os、Ir之附著量為4~120 μg/cm2。
  25. 如申請專利範圍第1項至第8項中任一項之壓入型端子，其***力較低且鍍敷削去少，且其中上述C層剖面之維氏硬度為Hv300以上。
  26. 如申請專利範圍第1項至第8項中任一項之壓入型端子，其***力較低且鍍敷削去少，且其中上述C層之剖面之維氏硬度與厚度滿足下述式： 維氏硬度(Hv)≧-376.22 Ln(厚度μm)+86.411。
  27. 如申請專利範圍第1項至第8項中任一項之壓入型端子，其***力較低且鍍敷削去少，且其中，藉由超微小硬度試驗於上述下層(C層)之剖面以荷重0.1 mN壓入壓頭進行測定而獲得之硬度，即上述下層(C層)之剖面之壓入硬度為2500 MPa以上。
  28. 如申請專利範圍第1項至第8項中任一項之壓入型端子，其***力較低且鍍敷削去少，且其中，藉由超微小硬度試驗於上述下層(C層)之剖面以荷重0.1 mN壓入壓頭進行測定而獲得之硬度，即上述下層(C層)剖面之壓入硬度與厚度滿足下述式：壓入硬度(MPa)≧-3998.4 Ln(厚度μm)+1178.9。
  29. 如申請專利範圍第1項至第8項中任一項之壓入型端子，其具有高彎曲加工性，且其中上述C層剖面之維氏硬度為Hv1000以下。
  30. 如申請專利範圍第1項至第8項中任一項之壓入型端子，其中，藉由超微小硬度試驗於上述下層(C層)之剖面以荷重0.1 mN壓入壓頭進行測定而獲得之硬度，即上述下層(C層)剖面之壓入硬度為10000 MPa以下。
  31. 如申請專利範圍第1項至第8項中任一項之壓入型端子，其中，於由XPS(X射線光電子光譜)進行Depth分析時，表示上述A層之Sn或In之原子濃度(at%)最高值之位置(D1)與表示上述上述C層之Ni、Cr、Mn、Fe、Co、Cu或Zn之原子濃度(at%)最高值之位置(D3)之間，Ag、Au、Pt、Pd、Ru、Rh、Os或Ir為40 at%以上之區域以1 nm以上之厚度存在。
  32. 如申請專利範圍第1項至第8項中任一項之壓入型端子，其中，於由XPS(X射線光電子光譜)之Survey測定進行上述A層之表面之元素分析時，Sn、In為2 at%以上。
  33. 如申請專利範圍第1項至第8項中任一項之壓入型端子，其中，於由XPS(X射線光電子光譜)之Survey測定進行上述A層之表面之元素分 析時，Ag、Au、Pt、Pd、Ru、Rh、Os或Ir未達7 at%。
  34. 如申請專利範圍第1項至第8項中任一項之壓入型端子，其中，於由XPS(X射線光電子光譜)之Survey測定進行上述A層表面之元素分析時，O未達50 at%。
  35. 如申請專利範圍第1項至第8項中任一項之壓入型端子，其中，於上述基板連接部經表面處理以上述C層、上述B層、上述A層之順序形成表面處理層，其後，於溫度50~500℃實施時間為12小時以內之加熱處理所製作而成。
  36. 一種電子零件，具備申請專利範圍第1至8項中任一項之壓入型端子。
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