WO2013094061A1 - 耐金型磨耗性及びせん断加工性が良好なＣｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金板及びその製造方法 - Google Patents

耐金型磨耗性及びせん断加工性が良好なＣｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金板及びその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2013094061A1
WO2013094061A1 PCT/JP2011/079851 JP2011079851W WO2013094061A1 WO 2013094061 A1 WO2013094061 A1 WO 2013094061A1 JP 2011079851 W JP2011079851 W JP 2011079851W WO 2013094061 A1 WO2013094061 A1 WO 2013094061A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
mass
copper alloy
based copper
alloy sheet
rolling
Prior art date
Application number
PCT/JP2011/079851
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
熊谷　淳一
良雄 阿部
斉藤　晃
秀三 梅津
諒 飯野
Original Assignee
三菱伸銅株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 三菱伸銅株式会社 filed Critical 三菱伸銅株式会社
Priority to US14/366,921 priority Critical patent/US10253405B2/en
Priority to PCT/JP2011/079851 priority patent/WO2013094061A1/ja
Priority to EP11878054.3A priority patent/EP2796577B1/en
Priority to JP2012518677A priority patent/JP5189708B1/ja
Priority to CN201180075686.5A priority patent/CN104011236B/zh
Priority to KR1020147016665A priority patent/KR101803797B1/ko
Priority to TW101143747A priority patent/TWI541367B/zh
Publication of WO2013094061A1 publication Critical patent/WO2013094061A1/ja

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/08—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of copper or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C9/00—Alloys based on copper
    • C22C9/04—Alloys based on copper with zinc as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C9/00—Alloys based on copper
    • C22C9/06—Alloys based on copper with nickel or cobalt as the next major constituent
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01B—CABLES; CONDUCTORS; INSULATORS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR CONDUCTIVE, INSULATING OR DIELECTRIC PROPERTIES
    • H01B1/00—Conductors or conductive bodies characterised by the conductive materials; Selection of materials as conductors
    • H01B1/02—Conductors or conductive bodies characterised by the conductive materials; Selection of materials as conductors mainly consisting of metals or alloys
    • H01B1/026—Alloys based on copper

Definitions

  • the present invention relates to a Cu—Ni—Si based copper alloy sheet having good mold wear resistance and shear workability and a method for producing the same.
  • Cu-Ni-Si-based copper alloys are difficult to share all of high strength, high conductivity, and excellent bending workability, but generally have various excellent properties and are inexpensive.
  • a conductive member such as an electrical connection connector of an automobile or a connection terminal of a printed circuit board
  • the surface is subjected to plating treatment in order to improve electrical connection characteristics.
  • plating treatment in order to improve electrical connection characteristics.
  • 90 ° bending after notching is required.
  • electrical connection connectors used around the engine of recent automobiles have durability against stress phenomenon in which the contact pressure decreases with time (stress relaxation resistance or It is also required to have excellent thermal creep properties.
  • conductive members such as automobile electrical connectors and printed circuit board connection terminals are often manufactured by pressing copper or copper alloys, and press dies include steel materials such as die steel and high-speed steel. Is used. Most of age-hardening type copper-based alloys such as Cu-Ni-Si-based copper alloys contain active elements and tend to wear out the press die significantly compared to commonly used phosphor bronze. .
  • Patent Document 1 an element whose composition: standard oxide free energy of formation is ⁇ 50 kJ / mol or less at room temperature is an essential additive element, and its content is 0 .1 to 5.0 mass%, the balance being Cu and inevitable impurities, (2) Layer structure: having a Cu layer with a thickness of 0.05 to 2.00 ⁇ m, the interface between the Cu layer and the copper base alloy In other words, a copper alloy having excellent press workability, in which the compressive residual stress at a point 1 ⁇ m inside is 50 N / mm 2 or less is disclosed.
  • Patent Document 2 when cold rolling a copper alloy rolled plate made of a Cu—Ni—Si based copper alloy, finish cold rolling is performed at a processing rate of 95% or more before the final solution treatment, and the final solution heat treatment is performed. After processing, finish cold rolling is performed at a processing rate of 20% or less, and then an aging treatment is performed.
  • the average crystal grain size of the copper alloy plate is 10 ⁇ m or less, and the copper alloy plate is measured by the SEM-EBSP method.
  • the ratio of Cube orientation ⁇ 001 ⁇ ⁇ 100> has a texture of 50% or more, and this copper alloy sheet structure has a layered boundary that can be observed by observation with a 300-fold optical microscope.
  • Corson copper alloy plate having a high strength having a tensile strength of 700 MPa or more, a good bending workability and a high electrical conductivity.
  • Patent Document 3 a copper-based alloy base material containing 0.1 to 5.0 mass% of an element having an oxide free standard generation energy of ⁇ 42 kJ / mol or less at 25 ° C., the sum of components other than S ⁇ 500ppm, 0.5 ⁇ S ⁇ 50ppm, Purity Cu ⁇ 99.90%, Thickness: For electronic parts with excellent press punching performance by suppressing die wear with a Cu layer of 0.05-2.0 ⁇ m The material is disclosed.
  • Patent Document 4 discloses a copper alloy plate material having a composition containing 0.7 to 4.0% by mass of Ni and 0.2 to 1.5% by mass of Si, with the balance being Cu and inevitable impurities. Assuming that the X-ray diffraction intensity of the ⁇ 200 ⁇ crystal plane is I ⁇ 200 ⁇ and the X-ray diffraction intensity of the ⁇ 200 ⁇ crystal plane of pure copper standard powder is I 0 ⁇ 200 ⁇ , I ⁇ 200 ⁇ / I 0 ⁇ 200 ⁇ ⁇ 1.0, and assuming that the ⁇ 422 ⁇ crystal plane X-ray diffraction intensity on the plate surface is I ⁇ 422 ⁇ , the crystal orientation satisfying I ⁇ 200 ⁇ / I ⁇ 422 ⁇ ⁇ 15 Cu-Ni-Si-based copper alloy sheet having excellent anisotropy and excellent bending properties while maintaining high strength with a tensile strength of 700 MPa or more, and manufacturing thereof A method is disclosed.
  • the Cu—Ni—Si based copper alloy plates disclosed in the prior art documents are sufficiently excellent in bending workability, stress relaxation resistance, or shear workability individually, but they have excellent tensile strength and electrical conductivity. Sufficient studies have not been made on Cu-Ni-Si-based copper alloy sheets having excellent mold wear resistance and shear workability while being maintained.
  • conductive members such as automobile electrical connectors and printed circuit board connection terminals having excellent mold wear resistance and shearing workability while maintaining tensile strength and electrical conductivity. It is an object of the present invention to provide a Cu—Ni—Si based copper alloy plate suitable for use as a substrate and a method for producing the same.
  • the inventors of the present invention contain 1.0 to 4.0% by mass of Ni and 0.2 to 0.9% by mass of Si, with the balance being Cu and unavoidable impurities.
  • the number of Ni—Si precipitate particles having a particle size of 20 to 80 nm is 1.5 ⁇ 10 6 to 5.0 ⁇ 10 6 particles / mm 2 , and the number of Ni—Si precipitate particles having a surface particle size exceeding 100 nm Is 0.5 ⁇ 10 5 to 4.0 ⁇ 10 5 particles / mm 2 , and the Ni—Si precipitate particles having a particle diameter of 20 to 80 nm in the surface layer in which the thickness from the surface is 20% of the total plate thickness
  • the a / b is 0.5 to 1.
  • a Cu-Ni-Si-based copper alloy sheet is 0.4 mass%, while maintaining tensile strength, conductivity, and has an excellent gold-type abrasion and shearing resistance.
  • the Cu—Ni—Si based copper alloy sheet having good mold wear resistance and shearing workability according to the present invention is 1.0 to 4.0 mass% Ni, 0.2 to 0.9 mass%. It contains Si, the balance is Cu and inevitable impurities, and the number of Ni—Si precipitate particles having a particle size of 20 to 80 nm on the surface is 1.5 ⁇ 10 6 to 5.0 ⁇ 10 6 particles / mm 2 .
  • the number of Ni—Si precipitate particles having a surface particle size exceeding 100 nm is 0.5 ⁇ 10 5 to 4.0 ⁇ 10 5 particles / mm 2 , and the thickness from the surface is 20% of the total plate thickness.
  • the number of Ni—Si precipitate particles having a particle diameter of 20 to 80 nm in a certain surface layer is a / mm 2
  • the number of Ni—Si precipitate particles having a particle diameter of 20 to 80 nm in a portion below the surface layer is b / in case of a mm 2
  • a / b is 0.5 to 1.5
  • the thickness from the surface of less than 10 ⁇ m Concentration of Si that a solid solution in crystal grains ranges, characterized in that 0.03 to 0.4 mass%.
  • Ni and Si form fine particles of an intermetallic compound mainly composed of Ni 2 Si by performing an appropriate heat treatment.
  • the strength of the alloy is significantly increased and at the same time the electrical conductivity is increased.
  • Ni is added in the range of 1.0 to 4.0% by mass. If Ni is less than 1.0% by mass, sufficient strength cannot be obtained.
  • Ni exceeds 4.0 mass% a crack generate
  • Si is added in the range of 0.2 to 0.9 mass%. If Si is less than 0.2% by mass, the strength is lowered. When Si exceeds 4.0 mass%, not only does not contribute to intensity
  • the strength can be maintained. Even if the number of the Ni—Si precipitate particles is less than 1.5 ⁇ 10 6 particles / mm 2 or exceeds 5.0 ⁇ 10 6 particles / mm 2 , the tensile strength cannot be maintained.
  • the number of Ni-Si precipitate particles having a surface particle size exceeding 100 nm is 0.5 ⁇ 10 5 to 4.0 ⁇ 10 5 particles / mm 2 , so that the mold wear resistance is maintained while maintaining the conductivity. Can be improved. The number of Ni-Si precipitate particles is.
  • the number of Ni—Si precipitate particles having a particle diameter of 20 to 80 nm in the surface layer whose thickness from the surface is 20% of the total plate thickness is a / mm 2
  • Ni having a particle diameter of 20 to 80 nm in the portion below the surface layer is a / mm 2
  • the wear resistance of the mold can be improved by setting a / b to 0.5 to 1.5.
  • the Cu—Ni—Si based copper alloy sheet having good mold wear resistance and shearing workability of the present invention further has Sn of 0.2 to 0.8 mass% and Zn of 0.3 to 1.5. It is characterized by containing mass%. Sn and Zn have an effect of improving strength and heat resistance, Sn further has an effect of improving stress relaxation resistance, and Zn has an effect of improving heat resistance of solder joints. Sn is added in the range of 0.2 to 0.8% by mass, and Zn is added in the range of 0.3 to 1.5% by mass. Below this range, the desired effect cannot be obtained, and when it exceeds, the conductivity decreases.
  • the Cu—Ni—Si based copper alloy plate having good mold wear resistance and shearing workability according to the present invention is characterized by further containing 0.001 to 0.2 mass% of Mg.
  • Mg has the effect of improving stress relaxation properties and hot workability, but less than 0.001% by mass has no effect, and if it exceeds 0.2% by mass, castability (decrease in casting surface quality), heat The inter-workability and plating heat-resistant peelability are reduced.
  • the Cu—Ni—Si based copper alloy plate having good mold wear resistance and shearing workability according to the present invention further comprises Fe: 0.007 to 0.25% by mass, P: 0.001 to 0.2. Containing one or more of mass%, C: 0.0001 to 0.001 mass%, Cr: 0.001 to 0.3 mass%, Zr: 0.001 to 0.3 mass%.
  • Fe has the effect of improving hot rollability (suppressing the occurrence of surface cracks and ear cracks), refining Ni and Si precipitation compounds, and improving plating heating adhesion, but its content is If the content is less than 0.007%, the desired effect cannot be obtained.
  • the content exceeds 0.25%, the effect of improving the hot rolling property is saturated and the conductivity is adversely affected. Therefore, the content was determined to be 0.007 to 0.25%.
  • P has an effect of suppressing a decrease in spring property caused by bending, but if its content is less than 0.001%, a desired effect cannot be obtained, while its content is 0.2%. If exceeding, the solder heat resistance peelability will be significantly impaired, so the content was determined to be 0.001 to 0.2%.
  • C has the effect of improving the press punching workability and further improving the strength of the alloy by refining the precipitated compound of Ni and Si, but if the content is less than 0.0001%, the desired effect is obtained.
  • the hot workability is adversely affected, which is not preferable.
  • the content was determined to be 0.0001 to 0.001%. Cr and Zr have a strong affinity for C and make it easy to contain C in the Cu alloy, and further refine the Ni and Si precipitation compounds to improve the strength of the alloy. If the content is less than 0.001%, the effect of improving the strength of the alloy cannot be obtained. If the content exceeds 0.3%, large precipitates of Cr and / or Zr are formed, and the plating property is increased. The press punching workability also deteriorates, and the hot workability is further deteriorated, which is not preferable. The contents thereof are set to 0.001 to 0.3%, respectively.
  • the method for producing a Cu—Ni—Si based copper alloy sheet having good mold wear resistance and shearing workability includes hot rolling, cold rolling, solution treatment, aging treatment, final cold rolling, distortion.
  • the cooling start temperature after the end of the final hot rolling pass is performed at 350 to 450 ° C., and the cooling before the solution treatment is performed.
  • Inter-rolling is performed at an average rolling rate of 15-30% per pass at a total rolling rate of 70% or more
  • solution treatment is performed at 800-900 ° C. for 60-120 seconds
  • aging treatment is performed at 400- It is characterized by being carried out at 500 ° C. for 7 to 14 hours.
  • the cooling start temperature after the final hot rolling pass at 350 to 450 ° C., coarse precipitate particles are generated, and the cold rolling before the solution treatment is performed at an average rolling rate of 15 to 30 per pass.
  • the total rolling reduction at 70% or more at 70%, the precipitate particles can be easily dissolved again by strong rolling, and the solution treatment is carried out at 800 to 900 ° C. for 60 to 120 seconds.
  • the number of Ni—Si precipitate particles having a particle diameter of 20 to 80 nm on the surface is 1.5 ⁇ 10 6 to 5.0 ⁇ 10.
  • the number of Ni—Si precipitate particles having a surface particle size exceeding 100 nm is 0.5 ⁇ 10 5 to 4.0 ⁇ 10 5 particles / mm 2
  • the number of Ni—Si precipitate particles having a surface particle size exceeding 100 nm is 0.5 ⁇ 10 5 to 4.0 ⁇ 10 5 particles / mm 2
  • the particle size of the surface layer is 20 to 80 nm, which is 20% of the total plate thickness Of Ni-Si precipitate a number / mm 2 the number of particles, if the number of Ni-Si precipitate particles having a particle diameter of 20 ⁇ 80 nm in the lower portion than the surface layer was b pieces / mm 2, a / b Is 0.5 to 1.5.
  • the copper alloy structure cannot satisfy all of (1), (2), and (3).
  • the cold rolling before the solution treatment refers to the last cold rolling before the solution treatment when the solution treatment is performed after performing the cold rolling a plurality of times through the annealing treatment or the like. Further, by performing the aging treatment at 400 to 500 ° C. for 7 to 14 hours, the concentration of Si dissolved in the crystal grains of less than 10 ⁇ m from the surface is set to 0.03 to 0.4 mass%. Thereby, the outstanding shear workability can be obtained. When the aging treatment condition is outside the above range, the concentration of Si dissolved in the crystal grains of less than 10 ⁇ m from the surface does not fall within the above range.
  • a Cu—Ni—Si based copper alloy sheet having excellent mold wear resistance and shearing workability while maintaining tensile strength and electrical conductivity and a method for producing the same are provided.
  • the Cu—Ni—Si based copper alloy sheet having good mold wear resistance and shearing workability of the present invention is 1.0 to 4.0 mass% Ni, 0.2 to 0.9 mass%. And the balance is composed of Cu and inevitable impurities.
  • Ni and Si form fine particles of an intermetallic compound mainly composed of Ni 2 Si by performing an appropriate heat treatment. As a result, the strength of the alloy is significantly increased and at the same time the electrical conductivity is increased.
  • Ni is added in the range of 1.0 to 4.0% by mass. If Ni is less than 1.0% by mass, sufficient strength cannot be obtained.
  • Ni exceeds 4.0 mass% a crack generate
  • Si is added in the range of 0.2 to 0.9 mass%. If the Si content is less than 0.2% by mass, the strength decreases. When Si exceeds 4.0 mass%, not only does not contribute to intensity
  • the Cu—Ni—Si based copper alloy sheet having good mold wear resistance and shearing workability of the present invention is 1.0 to 4.0% by mass of Ni, 0.2 to 0.9. It contains Si by mass, 0.2 to 0.8 mass% Sn, and 0.3 to 1.5 mass% Zn. Sn and Zn have an effect of improving strength and heat resistance, Sn further has an effect of improving stress relaxation resistance, and Zn has an effect of improving heat resistance of solder joints. Sn is added in the range of 0.2 to 0.8% by mass, and Zn is added in the range of 0.3 to 1.5% by mass. Below this range, the desired effect cannot be obtained, and when it exceeds, the conductivity decreases.
  • the Cu—Ni—Si based copper alloy sheet having good mold wear resistance and shearing workability of the present invention is 1.0 to 4.0% by mass of Ni, 0.2 to 0.9. Containing Si by mass, 0.001 to 0.2 mass% Mg, or 1.0 to 4.0 mass% Ni, 0.2 to 0.9 mass% Si, 0.2 to It contains 0.8 mass% Sn, 0.3-1.5 mass% Zn, 0.001-0.2 mass% Mg. Mg has the effect of improving stress relaxation properties and hot workability, but less than 0.001% by mass has no effect, and if it exceeds 0.2% by mass, castability (decrease in casting surface quality), hot Workability and plating heat-resistant peelability are reduced.
  • the Cu—Ni—Si based copper alloy plate having good mold wear resistance and shearing workability according to the present invention has an Fe: 0.007 ⁇ 0.25% by mass, P: 0.001-0.2% by mass, C: 0.0001-0.001% by mass, Cr: 0.001-0.3% by mass, Zr: 0.001-0. 3 mass% contains 1 type or 2 types or more.
  • Fe has the effect of improving hot rollability (suppressing the occurrence of surface cracks and ear cracks), refining Ni and Si precipitation compounds, and improving plating heating adhesion, but its content is If the content is less than 0.007%, the desired effect cannot be obtained.
  • the content exceeds 0.25%, the effect of improving the hot rolling property is saturated and the conductivity is adversely affected. Therefore, the content was determined to be 0.007 to 0.25%.
  • P has an effect of suppressing a decrease in spring property caused by bending, but if its content is less than 0.001%, a desired effect cannot be obtained, while its content is 0.2%. If exceeding, the solder heat resistance peelability will be significantly impaired, so the content was determined to be 0.001 to 0.2%.
  • C has the effect of improving the press punching workability and further improving the strength of the alloy by refining the precipitated compound of Ni and Si, but if the content is less than 0.0001%, the desired effect is obtained.
  • the hot workability is adversely affected, which is not preferable.
  • the content was determined to be 0.0001 to 0.001%. Cr and Zr have a strong affinity for C and make it easy to contain C in the Cu alloy, and further refine the Ni and Si precipitation compounds to improve the strength of the alloy. If the content is less than 0.001%, the effect of improving the strength of the alloy cannot be obtained. If the content exceeds 0.3%, large precipitates of Cr and / or Zr are formed, and the plating property is increased. The press punching workability also deteriorates, and the hot workability is further deteriorated, which is not preferable. The contents thereof are set to 0.001 to 0.3%, respectively.
  • the number of Ni—Si precipitate particles having a particle diameter of 20 to 80 nm on the surface is 1.5 ⁇ 10. 6 to 5.0 ⁇ 10 6 particles / mm 2 , and the number of Ni—Si precipitate particles having a surface particle size exceeding 100 nm is 0.5 ⁇ 10 5 to 4.0 ⁇ 10 5 particles / mm 2 .
  • the number of Ni—Si precipitate particles having a particle size of 20 to 80 nm in the surface layer whose thickness from the surface is 20% of the total plate thickness is a / mm 2 , and the particle size of 20 to 80 nm in the portion below the surface layer.
  • a / b is 0.5 to 1.5, and the concentration of Si dissolved in crystal grains of less than 10 ⁇ m from the surface Is 0.03 to 0.4 mass%.
  • the surface of the copper alloy plate, the surface layer, and the number of Ni—Si precipitate particles below the surface layer / ⁇ m 2 were determined as follows.
  • a 10 mm ⁇ 10 mm ⁇ 0.3 mm sample was immersed in 10% sulfuric acid for 10 minutes, then washed with water and sprinkled with air blow, and then a flat milling (ion milling) device manufactured by Hitachi High-Technologies Corporation, with an acceleration voltage of 5 kV, Surface treatment was performed at an incident angle of 5 ° and an irradiation time of 1 hour.
  • Ni—Si precipitate particles having a particle diameter of 20 to 80 nm in 100 ⁇ m 2 were used.
  • the number of Ni—Si precipitate particles having a particle diameter exceeding 100 nm in 100 ⁇ m 2 was counted and converted to the number / mm 2 . This measurement was carried out 10 times while changing the measurement location, and the average value was defined as the number of Ni—Si precipitate particles.
  • the surface layer (a point at a depth of 20% of the total thickness in the thickness direction from the surface) and the lower part of the surface layer are observed, and Ni—Si precipitates having a particle size of 20 to 80 nm in 100 ⁇ m 2 are observed.
  • the number of physical particles was counted and converted to the number / mm 2 . This measurement was carried out 10 times while changing the measurement location, and the average value was defined as the number of Ni—Si precipitate particles.
  • the concentration of Si dissolved in the crystal grains was determined as follows. Using a transmission electron microscope JEM-2010F manufactured by JEOL Ltd., the concentration of Si dissolved in the crystal grains at a depth of 8 ⁇ m from the surface of the sample in a vertical cross section in the rolling direction at a magnification of 50,000 times. Observed. This measurement was performed 10 times by changing the measurement location, and the average value was taken as the concentration of Si.
  • the method for producing a Cu—Ni—Si based copper alloy sheet having good mold wear resistance and shearing workability includes hot rolling, cold rolling, solution treatment, aging treatment, final cold rolling, distortion.
  • the cooling start temperature after the end of the final hot rolling pass is performed at 350 to 450 ° C., and the cooling before the solution treatment is performed.
  • Inter-rolling is performed at an average rolling rate of 15-30% per pass at a total rolling rate of 70% or more
  • solution treatment is performed at 800-900 ° C. for 60-120 seconds
  • aging treatment is performed at 400- Carry out at 500 ° C. for 7-14 hours.
  • the cooling start temperature after the final hot rolling pass at 350 to 450 ° C., coarse precipitate particles are generated, and the cold rolling before the solution treatment is performed at an average rolling rate of 15 to 30 per pass.
  • the total rolling reduction at 70% or more at 70%, the precipitate particles can be easily dissolved again by strong rolling, and the solution treatment is carried out at 800 to 900 ° C. for 60 to 120 seconds.
  • the number of Ni—Si precipitate particles having a particle diameter of 20 to 80 nm on the surface is 1.5 ⁇ 10 6 to 5.0 ⁇ 10.
  • the number of Ni—Si precipitate particles having a surface particle size exceeding 100 nm is 0.5 ⁇ 10 5 to 4.0 ⁇ 10 5 particles / mm 2
  • the number of Ni—Si precipitate particles having a surface particle size exceeding 100 nm is 0.5 ⁇ 10 5 to 4.0 ⁇ 10 5 particles / mm 2
  • the particle size of the surface layer is 20 to 80 nm, which is 20% of the total plate thickness Of Ni-Si precipitate a number / mm 2 the number of particles, if the number of Ni-Si precipitate particles having a particle diameter of 20 ⁇ 80 nm in the lower portion than the surface layer was b pieces / mm 2, a / b Becomes 0.5 to 1.5. Thereby, excellent mold wear resistance can be obtained while maintaining the tensile strength and conductivity.
  • the copper alloy structure cannot satisfy all the conditions (1), (2), and (3).
  • the concentration of Si dissolved in the crystal grains of less than 10 ⁇ m from both rolling surfaces is 0.03 to 0.4 mass%. To do. Thereby, the outstanding shear workability can be obtained. If the aging treatment condition is outside the above range, the concentration of Si dissolved in the crystal grains of less than 10 ⁇ m from both rolling surfaces does not fall within the above range.
  • a material is prepared so as to be the Cu—Ni—Si based copper alloy plate of the present invention, and melt casting is performed using a low frequency melting furnace in a reducing atmosphere to obtain a copper alloy ingot.
  • the copper alloy ingot is heated to 900 to 980 ° C. and then hot-rolled to obtain a hot rolled sheet having an appropriate thickness, and the cooling start temperature after the final hot rolling pass is set to 350 to 450 ° C. Then, the hot-rolled sheet is water-cooled, and then both sides are appropriately chamfered.
  • cold rolling is performed at a rolling rate of 60 to 90% to produce a cold-rolled sheet having an appropriate thickness, followed by continuous annealing at 710 to 750 ° C. for 7 to 15 seconds, and pickling.
  • cold rolling is performed at an average rolling rate per pass of 15 to 30% and a total rolling rate of 70% or more to produce a cold-rolled thin plate having an appropriate thickness.
  • these cold-rolled thin plates were subjected to a solution treatment at 800 to 900 ° C. for 60 to 120 seconds, followed by an aging treatment at 400 to 500 ° C. for 7 to 14 hours, pickling treatment, Final cold rolling is performed at a processing rate of 10 to 30%, and strain relief annealing is performed as necessary.
  • cold rolling was performed by changing the average rolling rate per pass and the total rolling rate to produce a cold-rolled thin plate having a thickness of 0.3 mm.
  • this cold-rolled sheet was subjected to a solution treatment by changing the temperature and time, and subsequently, as shown in Table 1, the aging treatment was carried out by changing the temperature and time.
  • Cold rolling was performed to prepare copper alloy thin plates of Examples 1 to 11 and Comparative Examples 1 to 9.
  • the surface of the copper alloy plate, the surface layer, the number of Ni—Si precipitate particles below the surface layer / ⁇ m 2 , and the thickness range from the surface to less than 10 ⁇ m The concentration (mass%) of Si dissolved in the crystal grains was measured.
  • the surface of the copper alloy plate, the surface layer, and the number of Ni—Si precipitate particles / ⁇ m 2 below the surface layer were determined as follows.
  • a 10 mm ⁇ 10 mm ⁇ 0.3 mm sample was immersed in 10% sulfuric acid for 10 minutes, then washed with water and sprinkled with air blow, and then a flat milling (ion milling) device manufactured by Hitachi High-Technologies Corporation, with an acceleration voltage of 5 kV, Surface treatment was performed at an incident angle of 5 ° and an irradiation time of 1 hour. Next, the surface of the sample was observed at 20,000 magnifications using an electrolytic emission electron microscope S-4800 manufactured by Hitachi High-Technologies Corporation, and Ni—Si precipitate particles having a particle diameter of 20 to 80 nm in 100 ⁇ m 2 were used.
  • the number of Ni—Si precipitate particles having a particle diameter exceeding 100 nm in 100 ⁇ m 2 was counted and converted to the number / mm 2 . This measurement was carried out 10 times while changing the measurement location, and the average value was defined as the number of Ni—Si precipitate particles.
  • the surface layer (a point at a depth of 20% of the total thickness in the thickness direction from the surface) and the lower part of the surface layer are observed, and Ni—Si precipitates having a particle size of 20 to 80 nm in 100 ⁇ m 2 are observed.
  • the number of physical particles was counted and converted to the number / mm 2 . This measurement was carried out 10 times while changing the measurement location, and the average value was defined as the number of Ni—Si precipitate particles.
  • the concentration of Si dissolved in the crystal grains was determined as follows. Using a transmission electron microscope JEM-2010F manufactured by JEOL Ltd., the concentration of Si dissolved in the crystal grains at a depth of 8 ⁇ m from the surface of the sample in a vertical cross section in the rolling direction at a magnification of 50,000 times. Observed. This measurement was performed 10 times by changing the measurement location, and the average value was taken as the concentration of Si. These results are shown in Table 2.
  • tensile strength, electrical conductivity, shear workability, and mold wear resistance were measured for the samples obtained from each copper alloy sheet.
  • the tensile strength was measured with a JIS No. 5 test piece.
  • the conductivity was measured based on JIS-H0505.
  • Die wear resistance is 4204 type universal material test manufactured by Instron Japan Co., Ltd. according to the test method of Japan Copper and Brass Association Technical Standard JCBA T310, punch shape is 10mm ⁇ in diameter, clearance is 5%, shear rate Was 25 mm / min, a shearing test was conducted to measure the shear stress, and the shear resistivity (material shear stress / material tensile strength) was calculated. It is presumed that the lower the shear resistivity, the better the mold wear resistance.
  • Shear processability is evaluated by the burr length at the time of shearing of the material, and the punch shape is changed to the diameter in the 4204 type universal material test manufactured by Instron Japan Co., Ltd. according to the test method of JCBA T310.
  • a shearing test was performed with a 10 mm ⁇ circle, a clearance of 5%, and a shear rate of 25 mm / min.
  • the burr length was determined by measuring the burr lengths at four locations every 90 ° in the circumferential direction of the punched specimen, and taking the average value as the burr length.
  • the Cu—Ni—Si based copper alloy sheet of the present invention of the example has excellent mold wear resistance and shear workability while maintaining tensile strength and conductivity. Recognize.
  • the Cu—Ni—Si based copper alloy plate having good mold wear resistance and shearing workability according to the present invention can be used as a conductive member such as an automobile electrical connector or a printed circuit board connection terminal.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Conductive Materials (AREA)

Abstract

　強度、導電率を維持しながら、優れた耐金型磨耗性及びせん断加工性を有し、１．０～４．０質量％のＮｉ、０．２～０．９質量％のＳｉを含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなり、表面の粒径２０～８０ｎｍのＮｉ－Ｓｉ析出物粒子の個数が１．５×１０６～５．０×１０６個／ｍｍ２であり、表面の粒径１００ｎｍを超えるＮｉ－Ｓｉ析出物粒子の個数が０．５×１０５～４．０×１０５個／ｍｍ２であり、表面からの厚みが全板厚みの２０％である表面層における粒径２０～８０ｎｍのＮｉ－Ｓｉ析出物粒子の個数をａ個／ｍｍ２、前記表面層より下方部分における粒径２０～８０ｎｍのＮｉ－Ｓｉ析出物粒子の個数をｂ個／ｍｍ２とした場合に、ａ／ｂが０．５～１．５であり、表面から１０μｍ未満の厚さの範囲の結晶粒内に固溶しているＳｉの濃度が０．０３～０．４質量％である。

Description

耐金型磨耗性及びせん断加工性が良好なＣｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金板及びその製造方法
　本発明は、耐金型磨耗性及びせん断加工性が良好なＣｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金板及びその製造方法に関する。
　Ｃｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金は、高強度、高導電性、優れた曲げ加工性の全てを共有することは難しいが、一般的に優れた各種特性を有しており、安価でもあることから、自動車の電気接続用コネクタやプリント基板の接続端子等の導電部材として、電気接続特性の向上などのために、表面にめっき処理を施されて多用されている。最近では、高強度および高導電率は勿論のこと、ノッチング後の９０°曲げなど厳しい曲げ加工性も要求されている。
　また、最近の自動車のエンジン周りに使用される電気接続用コネクタは、高温環境下での接触信頼性を確保する為に、接触圧力が時間とともに低下するヘタリ現象に対する耐久性（耐応力緩和性或いは熱クリープ性）に優れていることも要求される。
　また、自動車の電気接続用コネクタやプリント基板の接続端子等の導電部材は、銅或いは銅合金をプレス加工して製造されることが多く、プレス金型にはダイス鋼やハイス鋼などの鉄鋼材料が使用されている。Ｃｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金等の時効硬化型銅基合金の大半は、活性元素を含有しており、一般的に使用される燐青銅に比べて、プレス金型を著しく磨耗する傾向がある。プレス金型が磨耗すると、被加工材の切断面にバリやだれが生じ、加工形状の悪化を来たし、製造コストも上昇するので、耐金型磨耗性及びせん断加工性（プレス打抜き性）の良好なＣｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金も要求されている。
　これらの問題点を解決するために、特許文献１では、（１）組成：酸化物の標準生成自由エネルギーが、常温で－５０ｋＪ／ｍｏｌ以下である元素を必須添加元素とし、その含有量が０．１～５．０ｍａｓｓ％であり、残部がＣｕ及び不可避的不純物である、（２）層構造：厚さ０．０５～２．００μｍの
Ｃｕ層を有し、Ｃｕ層と銅基合金の界面から内側１μｍ地点での圧縮残留応力が５０Ｎ／ｍｍ２以下である、プレス加工性に優れる銅合金が開示されている。
　特許文献２では、Ｃｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金からなる銅合金圧延板を仕上げ冷間圧延するに際し、最終溶体化処理前に９５％以上の加工率で仕上げ冷間圧延し、前記最終溶体化処理後に２０％以下の加工率で仕上げ冷間圧延した後、時効処理を施して、この銅合金板の平均結晶粒径が１０μｍ以下であるとともに、この銅合金板が、ＳＥＭ－ＥＢＳＰ法による測定結果で、Ｃｕｂｅ方位｛００１｝＜１００＞の割合が５０％以上である集合組織を有し、かつ、この銅合金板組織が３００倍の光学顕微鏡による組織観察によって観察しうる層状境界を有さない、７００ＭＰａ以上の引張強度を有する高強度を有するとともに、良好な曲げ加工性を有し、かつ導電率も高いコルソン系銅合金板が開示されている。
　特許文献３には、酸化物の標準生成自由エネルギーが、２５℃で－４２ｋＪ／ｍｏｌ以下である元素を０．１～５．０ｍａｓｓ％含有する銅基合金基材に、Ｓ以外の成分合計≦５００ｐｐｍ、０．５≦Ｓ≦５０ｐｐｍ、純度Ｃｕ≧９９．９０％、厚さ：０.０５～２．０μｍのＣｕ層を被着した金型磨耗を抑制し、プレス打抜き性に優れる電子部品用素材が開示されている。
　特許文献４には、０．７～４．０質量％のＮｉと０．２～１．５質量％のＳｉを含み、残部がＣｕおよび不可避不純物である組成を有する銅合金板材において、板面における｛２００｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛２００｝とし、純銅標準粉末の｛２００｝結晶面のＸ線回折強度をＩ０｛２００｝とすると、Ｉ｛２００｝／Ｉ０｛２００｝≧１．０を満たす結晶配向を有し、板面における｛４２２｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛４２２｝とすると、Ｉ｛２００｝／Ｉ｛４２２｝≧１５を満たす結晶配向を有する、引張強さ７００ＭＰａ以上の高強度を保持しつつ、異方性が少なく且つ優れた曲げ加工性を有するとともに、優れた耐応力緩和特性を有するＣｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金板材およびその製造方法が開示されている。
特開２００５－２１３６１１号公報 特開２００６－１５２３９２号公報 特開２００６－２７４４２２号公報 特開２０１０－２７５６２２号公報
　　先行技術文献に開示されているＣｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金板は、曲げ加工性、耐応力緩和性、或いは、せん断加工性が個々には充分に優れているが、引張強度、導電率を維持しながら、優れた耐金型磨耗性及びせん断加工性を有するＣｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金板については、充分な検討がなされていなかった。
　これらの事情に鑑みて、本発明では、引張強度、導電率を維持しながら、優れた耐金型磨耗性及びせん断加工性を有する自動車の電気接続用コネクタやプリント基板の接続端子等の導電部材としての使用に適したＣｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金板及びその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは、鋭意検討の結果、１．０～４．０質量％のＮｉ、０．２～０．９質量％のＳｉを含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなり、表面の粒径２０～８０ｎｍのＮｉ－Ｓｉ析出物粒子の個数が１．５×１０６～５．０×１０６個／ｍｍ２であり、表面の粒径１００ｎｍを超えるＮｉ－Ｓｉ析出物粒子の個数が０．５×１０５～４．０×１０５個／ｍｍ２であり、表面からの厚みが全板厚みの２０％である表面層における粒径２０～８０ｎｍのＮｉ－Ｓｉ析出物粒子の個数をａ個／ｍｍ２、前記表面層より下方部分における粒径２０～８０ｎｍのＮｉ－Ｓｉ析出物粒子の個数をｂ個／ｍｍ２とした場合に、ａ／ｂが０．５～１．５であり、表面から１０μｍ未満の厚みの範囲の結晶粒内に固溶しているＳｉの濃度が０．０３～０．４質量％であるＣｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金板は、引張強度、導電率を維持しながら、優れた耐金型磨耗性及びせん断加工性を有することを見出した。
　即ち、本発明の耐金型磨耗性及びせん断加工性が良好なＣｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金板は、１．０～４．０質量％のＮｉ、０．２～０．９質量％のＳｉを含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなり、表面の粒径２０～８０ｎｍのＮｉ－Ｓｉ析出物粒子の個数が１．５×１０６～５．０×１０６個／ｍｍ２であり、表面の粒径１００ｎｍを超えるＮｉ－Ｓｉ析出物粒子の個数が０．５×１０５～４．０×１０５個／ｍｍ２であり、表面からの厚みが全板厚みの２０％である表面層における粒径２０～８０ｎｍのＮｉ－Ｓｉ析出物粒子の個数をａ個／ｍｍ２、前記表面層より下方部分における粒径２０～８０ｎｍのＮｉ－Ｓｉ析出物粒子の個数をｂ個／ｍｍ２とした場合に、ａ／ｂが０．５～１．５であり、表面から１０μｍ未満の厚みの範囲の結晶粒内に固溶しているＳｉの濃度が０．０３～０．４質量％であることを特徴とする。
　Ｎｉ及びＳｉは、適切な熱処理を行うことにより、Ｎｉ２Ｓｉを主とする金属間化合物の微細な粒子を形成する。その結果、合金の強度が著しく増加し、同時に電気伝導性も上昇する。
　Ｎｉは１．０～４．０質量％の範囲で添加する。Ｎｉが１．０質量％未満であると、充分な強度が得られない。Ｎｉが４．０質量％を超えると、熱間圧延で割れが発生する。
　Ｓｉは０．２～０．９質量％の範囲で添加する。Ｓｉが０．２質量％未満であると、強度が低下する。Ｓｉが４．０質量％を超えると、強度に寄与しないばかりでなく、過剰なＳｉによって導電性が低下する。
　表面の粒径２０～８０ｎｍのＮｉ－Ｓｉ析出物粒子の個数が１．５×１０６～５．０×１０６個／ｍｍ２であることにより、強度を維持することができる。
　そのＮｉ－Ｓｉ析出物粒子の個数が１．５×１０６個／ｍｍ２未満、或いは、５．０×１０６個／ｍｍ２を超えても、引張強度を維持することはできない。
　表面の粒径１００ｎｍを超えるＮｉ－Ｓｉ析出物粒子の個数が０．５×１０５～４．０×１０５個／ｍｍ２であることにより、導電率を維持しながら耐金型磨耗性を向上することができる。
　そのＮｉ－Ｓｉ析出物粒子の個数が．０．５×１０５個／ｍｍ２未満、或いは、４．０×１０５個／ｍｍ２を超えても、その効果は期待できず、特に、耐金型磨耗性が悪くなる。
　表面からの厚みが全板厚みの２０％である表面層における粒径２０～８０ｎｍのＮｉ－Ｓｉ析出物粒子の個数をａ個／ｍｍ２、表面層より下方部分における粒径２０～８０ｎｍのＮｉ－Ｓｉ析出物粒子の個数をｂ個／ｍｍ２とした場合に、ａ／ｂが０．５～１．５であることにより、耐金型磨耗性を向上させることができる。
　そのａ／ｂが０．５未満、或いは、１．５を超えても、耐金型磨耗性の向上は期待できない。
　表面から１０μｍ未満の厚みの範囲の結晶粒内に固溶しているＳｉの濃度が０．０３～０．４質量％であることにより、せん断加工性を向上することができる。
　そのＳｉの濃度が０．０３質量％未満、或いは、０．４質量％を超えても、せん断加工性を向上は期待できない。
　また、本発明の耐金型磨耗性及びせん断加工性が良好なＣｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金板は、更にＳｎを０．２～０．８質量％、Ｚｎを０．３～１．５質量％含有することを特徴とする。
　Ｓｎ及びＺｎには、強度及び耐熱性を改善する作用があり、更にＳｎには耐応力緩和性の改善作用が、Ｚｎにははんだ接合の耐熱性を改善する作用がある。Ｓｎは０．２～０．８質量％、Ｚｎは０．３～１．５質量％の範囲で添加する。この範囲を下回ると所望の効果が得られず、上回ると導電性が低下する。
　また、本発明の耐金型磨耗性及びせん断加工性が良好なＣｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金板は、更にＭｇを０．００１～０．２質量％含有することを特徴とする。
　Ｍｇには応力緩和特性及び熱間加工性を改善する効果があるが、０．００１質量％未満では効果がなく、０．２質量％を超えると、鋳造性（鋳肌品質の低下）、熱間加工性、めっき耐熱剥離性が低下する。
　また、本発明の耐金型磨耗性及びせん断加工性が良好なＣｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金板は、更にＦｅ：０．００７～０．２５質量％、Ｐ：０．００１～０．２質量％、Ｃ：０．０００１～０．００１質量％、Ｃｒ：０．００１～０．３質量％、Ｚｒ：０．００１～０．３質量％を１種又は２種以上を含有することを特徴とする。
　Ｆｅには、熱間圧延性を向上させ（表面割れや耳割れの発生を抑制する）、ＮｉとＳｉの析出化合物を微細化し、メッキ加熱密着性を向上させる効果があるが、その含有量が０．００７％未満では、所望の効果が得られず、一方、その含有量が０．２５％を超えると、熱間圧延性の向上効果が飽和し、導電性にも悪影響を及ぼすようになることから、その含有量を０．００７～０．２５％と定めた。
　Ｐには、曲げ加工によって起るばね性の低下を抑制する効果があるが、その含有量が０．００１％未満では所望の効果が得られず、一方、その含有量が０．２％を超えると、はんだ耐熱剥離性を著しく損なうようになることから、その含有量を０．００１～０．２％と定めた。
　Ｃには、プレス打抜き加工性を向上させ、更にＮｉとＳｉの析出化合物を微細化させることにより合金の強度を向上させる効果があるが、その含有量が０．０００１％未満では所望の効果が得られず、一方、０．００１％を越えると、熱間加工性に悪影響を与えるので好ましくなく、その含有量は０．０００１～０．００１％と定めた。
　Ｃｒ及びＺｒには、Ｃとの親和力が強くＣｕ合金中にＣを含有させ易くするほか、ＮｉおよびＳｉの析出化合物を一層微細化して合金の強度を向上させ、それ自身の析出によって強度を一層向上させる効果を有するが、含有量が０．００１％未満では、合金の強度向上効果が得られず、０．３％を超えると、Ｃｒ及び／またはＺｒの大きな析出物が生成し、めっき性が悪くなり、プレス打抜き加工性も悪くなり、更に熱間加工性が損なわれるので好ましくなく、これらの含有量はそれぞれ０．００１～０．３％に定めた。
　本発明の耐金型磨耗性及びせん断加工性が良好なＣｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金板の製造方法は、熱間圧延、冷間圧延、溶体化処理、時効処理、最終冷間圧延、歪み取り焼鈍をこの順序で含む工程で前記Ｃｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金板を製造するに際して、熱間圧延最終パス終了後の冷却開始温度を３５０～４５０℃で実施し、溶体化処理前の冷間圧延を１パス当たりの平均圧延率を１５～３０％にて総圧延率を７０％以上で実施し、溶体化処理を８００～９００℃で６０～１２０秒間で実施し、時効処理を４００～５００℃で７～１４時間で実施することを特徴とする。
　熱間圧延最終パス終了後の冷却開始温度を３５０～４５０℃で実施することにより、粗大析出物粒子を生成し、溶体化処理前の冷間圧延を１パス当たりの平均圧延率を１５～３０％にて総圧延率を７０％以上で実施することにより、強圧延にて析出物粒子を再固溶し易い状態とし、溶体化処理を８００～９００℃で６０～１２０秒間で実施することにより、粗大析出物粒子以外の析出物粒子を出来るだけ固溶させて、（１）表面の粒径２０～８０ｎｍのＮｉ－Ｓｉ析出物粒子の個数が１．５×１０６～５．０×１０６個／ｍｍ２とし、（２）表面の粒径１００ｎｍを超えるＮｉ－Ｓｉ析出物粒子の個数が０．５×１０５～４．０×１０５個／ｍｍ２とし、（３）表面からの厚みが全板厚みの２０％である表面層における粒径２０～８０ｎｍのＮｉ－Ｓｉ析出物粒子の個数をａ個／ｍｍ２、表面層より下方部分における粒径２０～８０ｎｍのＮｉ－Ｓｉ析出物粒子の個数をｂ個／ｍｍ２とした場合に、ａ／ｂが０．５～１．５とする。これにより、引張強度、導電率を維持しながら、優れた耐金型磨耗性を得ることができる。
　熱間圧延最終パス終了後の冷却開始温度、溶体化処理前の冷間圧延を１パス当たりの平均圧延率と総圧延率、溶体化処理の何れか一つが前述の数値範囲を外れても、その銅合金組織は、（１）、（２）、（３）の全てを満たすことはできない。
　溶体化処理前の冷間圧延とは、冷間圧延を焼鈍処理等を介して複数回行った後に溶体化処理を行う場合には、その溶体化処理前の最後の冷間圧延を指す。
　更に、時効処理を４００～５００℃で７～１４時間で実施することにより、表面から１０μｍ未満の結晶粒内に固溶しているＳｉの濃度を０．０３～０．４質量％とする。これにより、優れたせん断加工性を得ることができる。
　時効処理条件が前述の範囲外であると、表面から１０μｍ未満の結晶粒内に固溶しているＳｉの濃度は、前述の範囲内に入らない。
　本発明により、引張強度、導電率を維持しながら、優れた耐金型磨耗性及びせん断加工性を有するＣｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金板及びその製造方法が提供される。
　以下、本発明の実施形態について説明する。
[銅基合金板の成分組成]
　（１）本発明の耐金型磨耗性及びせん断加工性が良好なＣｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金板は、１．０～４．０質量％のＮｉ、０．２～０．９質量％のＳｉを含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなる組成を有する。
　Ｎｉ及びＳｉは、適切な熱処理を行うことにより、Ｎｉ２Ｓｉを主とする金属間化合物の微細な粒子を形成する。その結果、合金の強度が著しく増加し、同時に電気伝導性も上昇する。
　Ｎｉは１．０～４．０質量％の範囲で添加する。Ｎｉが１．０質量％未満であると、充分な強度が得られない。Ｎｉが４．０質量％を超えると、熱間圧延で割れが発生する。
　Ｓｉは０．２～０．９質量％の範囲で添加する。Ｓｉが０．２質量％未満であると強度が低下する。Ｓｉが４．０質量％を超えると、強度に寄与しないばかりでなく、過剰なＳｉによって導電性が低下する。
　（２）更に、本発明の耐金型磨耗性及びせん断加工性が良好なＣｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金板は、１．０～４．０質量％のＮｉ、０．２～０．９質量％のＳｉ、０．２～０．８質量％のＳｎ、０．３～１．５質量％のＺｎを含有する。
　Ｓｎ及びＺｎには、強度及び耐熱性を改善する作用があり、更にＳｎには耐応力緩和性の改善作用が、Ｚｎにははんだ接合の耐熱性を改善する作用がある。Ｓｎは０．２～０．８質量％、Ｚｎは０．３～１．５質量％の範囲で添加する。この範囲を下回ると所望の効果が得られず、上回ると導電性が低下する。
　（３）更に、本発明の耐金型磨耗性及びせん断加工性が良好なＣｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金板は、１．０～４．０質量％のＮｉ、０．２～０．９質量％のＳｉ、０．００１～０．２質量％のＭｇを含有する、或いは、１．０～４．０質量％のＮｉ、０．２～０．９質量％のＳｉ、０．２～０．８質量％のＳｎ、０．３～１．５質量％のＺｎ、０．００１～０．２質量％のＭｇを含有する。
　Ｍｇには応力緩和特性及び熱間加工性を改善する効果があるが、０．００１質量％未満では効果がなく、０．２質量％を超えると鋳造性（鋳肌品質の低下）、熱間加工性、めっき耐熱剥離性が低下する。
　更に、本発明の耐金型磨耗性及びせん断加工性が良好なＣｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金板は、（１）或いは（２）或いは（３）の成分に加え、Ｆｅ：０．００７～０．２５質量％、Ｐ：０．００１～０．２質量％、Ｃ：０．０００１～０．００１質量％、Ｃｒ：０．００１～０．３質量％、Ｚｒ：０．００１～０．３質量％を１種又は２種以上を含有する。
　Ｆｅには、熱間圧延性を向上させ（表面割れや耳割れの発生を抑制する）、ＮｉとＳｉの析出化合物を微細化し、メッキ加熱密着性を向上させる効果があるが、その含有量が０．００７％未満では、所望の効果が得られず、一方、その含有量が０．２５％を超えると、熱間圧延性の向上効果が飽和し、導電性にも悪影響を及ぼすようになることから、その含有量を０．００７～０．２５％と定めた。
　Ｐには、曲げ加工によって起るばね性の低下を抑制する効果があるが、その含有量が０．００１％未満では所望の効果が得られず、一方、その含有量が０．２％を超えると、はんだ耐熱剥離性を著しく損なうようになることから、その含有量を０．００１～０．２％と定めた。
　Ｃには、プレス打抜き加工性を向上させ、更にＮｉとＳｉの析出化合物を微細化させることにより合金の強度を向上させる効果があるが、その含有量が０．０００１％未満では所望の効果が得られず、一方、０．００１％を越えると、熱間加工性に悪影響を与えるので好ましくなく、その含有量は０．０００１～０．００１％と定めた。
　Ｃｒ及びＺｒには、Ｃとの親和力が強くＣｕ合金中にＣを含有させ易くするほか、ＮｉおよびＳｉの析出化合物を一層微細化して合金の強度を向上させ、それ自身の析出によって強度を一層向上させる効果を有するが、含有量が０．００１％未満では、合金の強度向上効果が得られず、０．３％を超えると、Ｃｒ及び／またはＺｒの大きな析出物が生成し、めっき性が悪くなり、プレス打抜き加工性も悪くなり、更に熱間加工性が損なわれるので好ましくなく、これらの含有量はそれぞれ０．００１～０．３％に定めた。
　そして、本発明の耐金型磨耗性及びせん断加工性が良好なＣｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金板は、表面の粒径２０～８０ｎｍのＮｉ－Ｓｉ析出物粒子の個数が１．５×１０６～５．０×１０６個／ｍｍ２であり、表面の粒径１００ｎｍを超えるＮｉ－Ｓｉ析出物粒子の個数が０．５×１０５～４．０×１０５個／ｍｍ２であり、表面からの厚みが全板厚みの２０％である表面層における粒径２０～８０ｎｍのＮｉ－Ｓｉ析出物粒子の個数をａ個／ｍｍ２、表面層より下方部分における粒径２０～８０ｎｍのＮｉ－Ｓｉ析出物粒子の個数をｂ個／ｍｍ２とした場合に、ａ／ｂが０．５～１．５であり、表面から１０μｍ未満の結晶粒内に固溶しているＳｉの濃度が０．０３～０．４質量％である。
［Ｎｉ－Ｓｉ析出物粒子の個数、Ｓｉ濃度］
　本発明にて、銅合金板の表面、表面層、表面層より下方部分のＮｉ－Ｓｉ析出物粒子の個数／μｍ２は、次のようにして求めた。
　前処理として、１０ｍｍ×１０ｍｍ×０．３ｍｍの試料を１０％硫酸に１０分間浸漬した後、水洗、エアブローにより散水した後に、日立ハイテクノロジーズ社製フラットミリング（イオンミリング）装置で、加速電圧５ｋＶ、入射角５°、照射時間１時間にて表面処理を施した。
　次に、日立ハイテクノロジーズ社製電解放射型電子顕微鏡Ｓ－４８００を使用し、２万倍にて、その試料の表面を観察し、１００μｍ２中の粒径２０～８０ｎｍのＮｉ－Ｓｉ析出物粒子の個数、１００μｍ２中の粒径１００ｎｍを超えるＮｉ－Ｓｉ析出物粒子の個数をカウントし、個数／ｍｍ２に換算した。測定箇所を変更してこの測定を１０回実施し、その平均値をそれぞれのＮｉ－Ｓｉ析出物粒子の個数とした。
　次に、表面層（表面から厚さ方向に板厚全体の２０％までの深さの地点）、表面層より下方部分を観察し、１００μｍ２中の粒径が２０～８０ｎｍのＮｉ－Ｓｉ析出物粒子の個数をカウントし、個数／ｍｍ２に換算した。測定箇所を変更してこの測定を１０回実施し、その平均値をそれぞれのＮｉ－Ｓｉ析出物粒子の個数とした。
　これらの結果から、表面からの厚みが全板厚みの２０％である表面層における粒径２０～８０ｎｍのＮｉ－Ｓｉ析出物粒子の個数をａ個／ｍｍ２、表面層より下方部分における粒径２０～８０ｎｍのＮｉ－Ｓｉ析出物粒子の個数をｂ個／ｍｍ２とし、そのａ／ｂを求めた。
　本発明にて、表面から１０μｍ未満の厚さの範囲の結晶組織において、結晶粒内に固溶しているＳｉの濃度は、次のようにして求めた。
　日本電子社製透過型電子顕微鏡ＪＥＭ－２０１０Ｆを使用し、５万倍にて、その試料の圧延方向垂直断面の表面より深さ８μｍの地点の結晶粒内に固溶しているＳｉの濃度を観察した。測定箇所を変更してこの測定を１０回実施し、その平均値をＳｉの濃度とした。
［銅基合金板の製造方法］
　本発明の耐金型磨耗性及びせん断加工性が良好なＣｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金板の製造方法は、熱間圧延、冷間圧延、溶体化処理、時効処理、最終冷間圧延、歪み取り焼鈍をこの順序で含む工程で前記Ｃｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金板を製造するに際して、熱間圧延最終パス終了後の冷却開始温度を３５０～４５０℃で実施し、溶体化処理前の冷間圧延を１パス当たりの平均圧延率を１５～３０％にて総圧延率を７０％以上で実施し、溶体化処理を８００～９００℃で６０～１２０秒間で実施し、時効処理を４００～５００℃で７～１４時間で実施する。
　熱間圧延最終パス終了後の冷却開始温度を３５０～４５０℃で実施することにより、粗大析出物粒子を生成し、溶体化処理前の冷間圧延を１パス当たりの平均圧延率を１５～３０％にて総圧延率を７０％以上で実施することにより、強圧延にて析出物粒子を再固溶し易い状態とし、溶体化処理を８００～９００℃で６０～１２０秒間で実施することにより、粗大析出物粒子以外の析出物粒子を出来るだけ固溶させて、（１）表面の粒径２０～８０ｎｍのＮｉ－Ｓｉ析出物粒子の個数が１．５×１０６～５．０×１０６個／ｍｍ２とし、（２）表面の粒径１００ｎｍを超えるＮｉ－Ｓｉ析出物粒子の個数が０．５×１０５～４．０×１０５個／ｍｍ２とし、（３）表面からの厚みが全板厚みの２０％である表面層における粒径２０～８０ｎｍのＮｉ－Ｓｉ析出物粒子の個数をａ個／ｍｍ２、表面層より下方部分における粒径２０～８０ｎｍのＮｉ－Ｓｉ析出物粒子の個数をｂ個／ｍｍ２とした場合に、ａ／ｂが０．５～１．５となる。これにより、引張強度、導電率を維持しながら、優れた耐金型磨耗性を得ることができる。
　熱間圧延最終パス終了後の冷却開始温度、溶体化処理前の冷間圧延を１パス当たりの平均圧延率と総圧延率、溶体化処理の何れか一つが前述の数値範囲を外れても、銅合金組織は、（１）、（２）、（３）の条件を全て満たすことはできない。
　更に、時効処理を４００～５００℃で７～１４時間で実施することにより、圧延両表面から１０μｍ未満の結晶粒内に固溶しているＳｉの濃度を０．０３～０．４質量％とする。これにより、優れたせん断加工性を得ることができる。
　時効処理条件が前述の範囲外であると、圧延両表面から１０μｍ未満の結晶粒内に固溶しているＳｉの濃度は、前述の範囲内には入らない。
　具体的な製造方法の一例としては、次の方法があげられる。
　先ず、本発明のＣｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金板となるように材料を調合し、還元性雰囲気の低周波溶解炉を用いて溶解鋳造を行い銅合金鋳塊を得る。次に、この銅合金鋳塊を９００～９８０℃に加熱した後、熱間圧延を施して適度の厚みの熱延板とし、熱間圧延最終パス終了後の冷却開始温度を３５０～４５０℃として、この熱延板を水冷した後に両面を適度に面削する。
　次に、圧延率６０～９０％にて冷間圧延を施し、適度な厚みの冷延板を作製した後、７１０～７５０℃、７～１５秒間保持の条件にて連続焼鈍を施し、酸洗い、表面研磨を行った後、冷間圧延を１パス当たりの平均圧延率を１５～３０％にて総圧延率を７０％以上で実施し、適度な厚みの冷延薄板を作製する。
　次に、これらの冷延薄板を８００～９００℃で６０～１２０秒間の溶体化処理を実施した後、４００～５００℃で７～１４時間の時効処理を実施し、酸洗処理し、更に、加工率１０～３０％にて最終冷間圧延を実施し、必要に応じて歪み取り焼鈍を施す。
　表１に示す成分となるように材料を調合し、還元性雰囲気の低周波溶解炉を用いて溶解後に鋳造し、厚さ８０ｍｍ、幅２００ｍｍ、長さ８００ｍｍの寸法の銅合金鋳塊を製造した。この銅合金鋳塊を９００～９８０℃に加熱した後、表１に示すように、熱間圧延の最終パス終了後の冷却開始温度を変えて熱間圧延を施し、厚さ１１ｍｍの熱延板とし、この熱延板を水冷した後に両面を０．５ｍｍ面削した。次に、圧延率８７％にて冷間圧延を施して冷延薄板を作製した後、７１０～７５０℃で７～１５秒間保持の連続焼鈍を施した後、酸洗い、表面研磨を行い、更に、表１に示すように、１パス当たりの平均圧延率、総圧延率を変えて冷間圧延を施し、厚さ０．３ｍｍの冷延薄板を作製した。
　この冷延板を表１に示すように、温度、時間を変えて溶体化処理を施し、引続き、表１に示すように、温度、時間を変えて時効処理を施し、酸洗処理後、最終冷間圧延を施し、実施例１～１１及び比較例１～９の銅合金薄板を作製した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　次に、各銅合金薄板から得られた試料につき、銅合金板の表面、表面層、表面層より下方部分のＮｉ－Ｓｉ析出物粒子の個数／μｍ２、表面から１０μｍ未満の厚さの範囲の結晶粒内に固溶しているＳｉの濃度（質量％）を測定した。
　銅合金板の表面、表面層、表面層より下方部分のＮｉ－Ｓｉ析出物粒子の個数／μｍ２は、次の様にして求めた。
　前処理として、１０ｍｍ×１０ｍｍ×０．３ｍｍの試料を１０％硫酸に１０分間浸漬した後、水洗、エアブローにより散水した後に、日立ハイテクノロジーズ社製フラットミリング（イオンミリング）装置で、加速電圧５ｋＶ、入射角５°、照射時間１時間にて表面処理を施した。
　次に、日立ハイテクノロジーズ社製電解放射型電子顕微鏡Ｓ－４８００を使用し、２万倍にて、その試料の表面を観察し、１００μｍ２中の粒径２０～８０ｎｍのＮｉ－Ｓｉ析出物粒子の個数、１００μｍ２中の粒径１００ｎｍを超えるＮｉ－Ｓｉ析出物粒子の個数をカウントし、個数／ｍｍ２に換算した。測定箇所を変更してこの測定を１０回実施し、その平均値をそれぞれのＮｉ－Ｓｉ析出物粒子の個数とした。
　次に、表面層（表面から厚さ方向に板厚全体の２０％までの深さの地点）、表面層より下方部分を観察し、１００μｍ２中の粒径が２０～８０ｎｍのＮｉ－Ｓｉ析出物粒子の個数をカウントし、個数／ｍｍ２に換算した。
　測定箇所を変更してこの測定を１０回実施し、その平均値をそれぞれのＮｉ－Ｓｉ析出物粒子の個数とした。
　これらの結果から、表面からの厚みが全板厚みの２０％である表面層における粒径２０～８０ｎｍのＮｉ－Ｓｉ析出物粒子の個数をａ個／ｍｍ２、表面層より下方部分における粒径２０～８０ｎｍのＮｉ－Ｓｉ析出物粒子の個数をｂ個／ｍｍ２とし、そのａ／ｂを求めた。
　表面から１０μｍ未満の厚さの範囲の結晶組織において、結晶粒内に固溶しているＳｉの濃度は、次のようにして求めた。
　日本電子社製透過型電子顕微鏡ＪＥＭ－２０１０Ｆを使用し、５万倍にて、その試料の圧延方向垂直断面の表面より深さ８μｍの地点の結晶粒内に固溶しているＳｉの濃度を観察した。測定箇所を変更してこの測定を１０回実施し、その平均値をＳｉの濃度とした。
　これらの結果を表２に示す。
　次に、各銅合金薄板から得られた試料につき、引張強さ、導電率、せん断加工性、耐金型磨耗性を測定した。
　引張強さは、ＪＩＳ５号試験片にて測定した。
　導電率は、ＪＩＳ－Ｈ０５０５に基づいて測定した。
　金型磨耗性は、日本伸銅協会技術標準ＪＣＢＡ　Ｔ３１０の試験方法に従って、インストロン・ジャパン株式会社製４２０４型万能材料試験を使用し、パンチ形状を直径１０mmφの円形、クリアランスを５％、せん断速度を２５mm/minとして、せん断加工試験を実施してせん断応力を測定し、せん断抵抗率（材料のせん断応力／材料の引張強度）を算出した。せん断抵抗率が低いほど、耐金型磨耗性は向上するものと推察される。
　せん断加工性は、材料のせん断時におけるバリ長さにて評価し、日本伸銅協会技術標準ＪＣＢＡ　Ｔ３１０の試験方法に従い、インストロン・ジャパン株式会社製４２０４型万能材料試験にて、パンチ形状を直径１０mmφの円形、クリアランスを５％、せん断速度を２５ｍｍ／ｍｉｎとして、せん断加工試験を実施した。バリ長さは、打ち抜いた試験片の円周方向９０°毎の４箇所のバリ長さを測定し、その平均値をバリ長さとした。
　これらの結果を表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　これらの結果より、実施例の本発明のＣｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金板は、引張強度、導電率を維持しながら、優れた耐金型磨耗性及びせん断加工性を有していることがわかる。
　以上、本発明の実施形態の製造方法について説明したが、本発明はこの記載に限定されることはなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲において種々の変更を加えることが可能である。
　本発明の耐金型磨耗性及びせん断加工性が良好なＣｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金板は、自動車の電気接続用コネクタやプリント基板の接続端子等の導電部材として利用することができる。

Claims (9)

  1. 　１．０～４．０質量％のＮｉ、０．２～０．９質量％のＳｉを含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなり、表面の粒径２０～８０ｎｍのＮｉ－Ｓｉ析出物粒子の個数が１．５×１０６～５．０×１０６個／ｍｍ２であり、表面の粒径１００ｎｍを超えるＮｉ－Ｓｉ析出物粒子の個数が０．５×１０５～４．０×１０５個／ｍｍ２であり、表面からの厚みが全板厚みの２０％である表面層における粒径２０～８０ｎｍのＮｉ－Ｓｉ析出物粒子の個数をａ個／ｍｍ２、前記表面層より下方部分における粒径２０～８０ｎｍのＮｉ－Ｓｉ析出物粒子の個数をｂ個／ｍｍ２とした場合に、ａ／ｂが０．５～１．５であり、表面から１０μｍ未満の厚さの範囲の結晶粒内に固溶しているＳｉの濃度が０．０３～０．４質量％であることを特徴とする耐金型磨耗性及びせん断加工性が良好なＣｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金板。
  2. 　更にＳｎを０．２～０．８質量％、Ｚｎを０．３～１．５質量％含有することを特徴とする請求項１に記載の耐金型磨耗性及びせん断加工性が良好なＣｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金板。
  3. 　更にＭｇを０．００１～０．２質量％含有することを特徴とする請求項１或いは請求項２に記載の耐金型磨耗性及びせん断加工性が良好なＣｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金板。
  4. 　更にＦｅ：０．００７～０．２５質量％、Ｐ：０．００１～０．２質量％、Ｃ：０．０００１～０．００１質量％、Ｃｒ：０．００１～０．３質量％、Ｚｒ：０．００１～０．３質量％を１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１或いは請求項２に記載の耐金型磨耗性及びせん断加工性が良好なＣｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金板。
  5. 　更にＦｅ：０．００７～０．２５質量％、Ｐ：０．００１～０．２質量％、Ｃ：０．０００１～０．００１質量％、Ｃｒ：０．００１～０．３質量％、Ｚｒ：０．００１～０．３質量％を１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項３に記載の耐金型磨耗性及びせん断加工性が良好なＣｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金板。
  6. 　請求項１或いは請求項２に記載の耐金型磨耗性及びせん断加工性が良好なＣｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金板の製造方法であって、熱間圧延、冷間圧延、溶体化処理、時効処理、最終冷間圧延、歪み取り焼鈍をこの順序で含む工程で前記Ｃｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金板を製造するに際して、熱間圧延最終パス終了後の冷却開始温度を３５０～４５０℃で実施し、溶体化処理前の冷間圧延を１パス当たりの平均圧延率を１５～３０％にて総圧延率を７０％以上で実施し、溶体化処理を８００～９００℃で６０～１２０秒間で実施し、時効処理を４００～５００℃で７～１４時間で実施することを特徴とする前記Ｃｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金板の製造方法。
  7. 　請求項３に記載の耐金型磨耗性及びせん断加工性が良好なＣｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金板の製造方法であって、熱間圧延、冷間圧延、溶体化処理、時効処理、最終冷間圧延、歪み取り焼鈍をこの順序で含む工程で前記Ｃｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金板を製造するに際して、熱間圧延最終パス終了後の冷却開始温度を３５０～４５０℃で実施し、溶体化処理前の冷間圧延を１パス当たりの平均圧延率を１５～３０％にて総圧延率を７０％以上で実施し、溶体化処理を８００～９００℃で６０～１２０秒間で実施し、時効処理を４００～５００℃で７～１４時間で実施することを特徴とする前記Ｃｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金板の製造方法。
  8. 　請求項４に記載の耐金型磨耗性及びせん断加工性が良好なＣｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金板の製造方法であって、熱間圧延、冷間圧延、溶体化処理、時効処理、最終冷間圧延、歪み取り焼鈍をこの順序で含む工程で前記Ｃｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金板を製造するに際して、熱間圧延最終パス終了後の冷却開始温度を３５０～４５０℃で実施し、溶体化処理前の冷間圧延を１パス当たりの平均圧延率を１５～３０％にて総圧延率を７０％以上で実施し、溶体化処理を８００～９００℃で６０～１２０秒間で実施し、時効処理を４００～５００℃で７～１４時間で実施することを特徴とする前記Ｃｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金板の製造方法。
  9. 　請求項５に記載の耐金型磨耗性及びせん断加工性が良好なＣｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金板の製造方法であって、熱間圧延、冷間圧延、溶体化処理、時効処理、最終冷間圧延、歪み取り焼鈍をこの順序で含む工程で前記Ｃｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金板を製造するに際して、熱間圧延最終パス終了後の冷却開始温度を３５０～４５０℃で実施し、溶体化処理前の冷間圧延を１パス当たりの平均圧延率を１５～３０％にて総圧延率を７０％以上で実施し、溶体化処理を８００～９００℃で６０～１２０秒間で実施し、時効処理を４００～５００℃で７～１４時間で実施することを特徴とする前記Ｃｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金板の製造方法。
     
PCT/JP2011/079851 2011-12-22 2011-12-22 耐金型磨耗性及びせん断加工性が良好なＣｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金板及びその製造方法 WO2013094061A1 (ja)

Priority Applications (7)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US14/366,921 US10253405B2 (en) 2011-12-22 2011-12-22 Cu—Ni—Si-based copper alloy sheet having excellent mold abrasion resistance and shear workability and method for manufacturing same
PCT/JP2011/079851 WO2013094061A1 (ja) 2011-12-22 2011-12-22 耐金型磨耗性及びせん断加工性が良好なＣｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金板及びその製造方法
EP11878054.3A EP2796577B1 (en) 2011-12-22 2011-12-22 Cu-Ni-Si BASED COPPER ALLOY SHEET HAVING HIGH DIE ABRASION RESISTANCE AND GOOD SHEAR PROCESSABILITY AND METHOD FOR PRODUCING SAME
JP2012518677A JP5189708B1 (ja) 2011-12-22 2011-12-22 耐金型磨耗性及びせん断加工性が良好なＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板及びその製造方法
CN201180075686.5A CN104011236B (zh) 2011-12-22 2011-12-22 模具耐磨性及剪切加工性良好的Cu-Ni-Si系铜合金板及其制造方法
KR1020147016665A KR101803797B1 (ko) 2011-12-22 2011-12-22 내금형 마모성 및 전단가공성이 양호한 Cu-Ni-Si계 구리 합금판 및 그 제조방법
TW101143747A TWI541367B (zh) 2011-12-22 2012-11-22 Cu-Ni-Si type copper alloy sheet having good mold resistance and shearing workability and manufacturing method thereof

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/JP2011/079851 WO2013094061A1 (ja) 2011-12-22 2011-12-22 耐金型磨耗性及びせん断加工性が良好なＣｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金板及びその製造方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2013094061A1 true WO2013094061A1 (ja) 2013-06-27

Family

ID=48481480

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2011/079851 WO2013094061A1 (ja) 2011-12-22 2011-12-22 耐金型磨耗性及びせん断加工性が良好なＣｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金板及びその製造方法

Country Status (7)

Country Link
US (1) US10253405B2 (ja)
EP (1) EP2796577B1 (ja)
JP (1) JP5189708B1 (ja)
KR (1) KR101803797B1 (ja)
CN (1) CN104011236B (ja)
TW (1) TWI541367B (ja)
WO (1) WO2013094061A1 (ja)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2017179512A (ja) * 2016-03-31 2017-10-05 Ｊｘ金属株式会社 Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金及びその製造方法
KR20190030603A (ko) 2017-09-14 2019-03-22 제이엑스금속주식회사 금형 마모성이 우수한 Cu-Ni-Si 계 구리 합금

Families Citing this family (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101274063B1 (ko) * 2013-01-22 2013-06-12 한국기계연구원 배향된 석출물을 가지는 금속복합재료 및 이의 제조방법
CN105448745A (zh) * 2015-12-01 2016-03-30 赵雅珺 一种引线框架的制作方法
CN108220670B (zh) * 2018-01-11 2020-01-21 中北大学 一种Cu-Ni-Si-Mg合金板带铸轧方法及铸轧设备
CN108285988B (zh) * 2018-01-31 2019-10-18 宁波博威合金材料股份有限公司 析出强化型铜合金及其应用
JP7195054B2 (ja) * 2018-03-09 2022-12-23 Ｄｏｗａメタルテック株式会社 銅合金板材およびその製造方法
JP2021147673A (ja) * 2020-03-19 2021-09-27 三菱マテリアル株式会社 Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板、めっき皮膜付Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板及びこれらの製造方法

Citations (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH05279825A (ja) * 1992-03-30 1993-10-26 Mitsubishi Shindoh Co Ltd スタンピング金型を摩耗させることの少ない銅合金条材
JPH10219374A (ja) * 1997-02-10 1998-08-18 Kobe Steel Ltd 剪断加工性に優れる高強度銅合金
JP2005213611A (ja) 2004-01-30 2005-08-11 Nikko Metal Manufacturing Co Ltd プレス打抜き性に優れた電子部品用素材
JP2006152392A (ja) 2004-11-30 2006-06-15 Kobe Steel Ltd 曲げ加工性に優れた高強度銅合金板およびその製造方法
JP2006274422A (ja) 2005-03-30 2006-10-12 Nikko Kinzoku Kk プレス打抜き性に優れた電子部品用素材
JP2007119845A (ja) * 2005-10-27 2007-05-17 Hitachi Cable Ltd 剪断加工性に優れる高強度銅合金材およびその製造方法
JP2007119844A (ja) * 2005-10-27 2007-05-17 Hitachi Cable Ltd 曲げ加工性に優れる高強度銅合金材およびその製造方法
JP2007231364A (ja) * 2006-03-01 2007-09-13 Dowa Holdings Co Ltd 曲げ加工性に優れた高強度銅合金板材および製造法
JP2009242926A (ja) * 2008-03-31 2009-10-22 Nippon Mining & Metals Co Ltd 電子材料用Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金
JP2010275622A (ja) 2009-04-27 2010-12-09 Dowa Metaltech Kk 銅合金板材およびその製造方法
JP2011117034A (ja) * 2009-12-02 2011-06-16 Furukawa Electric Co Ltd:The 銅合金材料
JP2011214087A (ja) * 2010-03-31 2011-10-27 Jx Nippon Mining & Metals Corp 曲げ加工性に優れたＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金

Family Cites Families (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4006460B1 (ja) 2006-05-26 2007-11-14 株式会社神戸製鋼所 高強度、高導電率および曲げ加工性に優れた銅合金およびその製造方法
JP4006467B1 (ja) 2006-09-22 2007-11-14 株式会社神戸製鋼所 高強度、高導電率および曲げ加工性に優れた銅合金

Patent Citations (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH05279825A (ja) * 1992-03-30 1993-10-26 Mitsubishi Shindoh Co Ltd スタンピング金型を摩耗させることの少ない銅合金条材
JPH10219374A (ja) * 1997-02-10 1998-08-18 Kobe Steel Ltd 剪断加工性に優れる高強度銅合金
JP2005213611A (ja) 2004-01-30 2005-08-11 Nikko Metal Manufacturing Co Ltd プレス打抜き性に優れた電子部品用素材
JP2006152392A (ja) 2004-11-30 2006-06-15 Kobe Steel Ltd 曲げ加工性に優れた高強度銅合金板およびその製造方法
JP2006274422A (ja) 2005-03-30 2006-10-12 Nikko Kinzoku Kk プレス打抜き性に優れた電子部品用素材
JP2007119845A (ja) * 2005-10-27 2007-05-17 Hitachi Cable Ltd 剪断加工性に優れる高強度銅合金材およびその製造方法
JP2007119844A (ja) * 2005-10-27 2007-05-17 Hitachi Cable Ltd 曲げ加工性に優れる高強度銅合金材およびその製造方法
JP2007231364A (ja) * 2006-03-01 2007-09-13 Dowa Holdings Co Ltd 曲げ加工性に優れた高強度銅合金板材および製造法
JP2009242926A (ja) * 2008-03-31 2009-10-22 Nippon Mining & Metals Co Ltd 電子材料用Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金
JP2010275622A (ja) 2009-04-27 2010-12-09 Dowa Metaltech Kk 銅合金板材およびその製造方法
JP2011117034A (ja) * 2009-12-02 2011-06-16 Furukawa Electric Co Ltd:The 銅合金材料
JP2011214087A (ja) * 2010-03-31 2011-10-27 Jx Nippon Mining & Metals Corp 曲げ加工性に優れたＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2017179512A (ja) * 2016-03-31 2017-10-05 Ｊｘ金属株式会社 Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金及びその製造方法
KR20190030603A (ko) 2017-09-14 2019-03-22 제이엑스금속주식회사 금형 마모성이 우수한 Cu-Ni-Si 계 구리 합금

Also Published As

Publication number Publication date
EP2796577A4 (en) 2015-12-02
JP5189708B1 (ja) 2013-04-24
US10253405B2 (en) 2019-04-09
EP2796577B1 (en) 2018-05-02
CN104011236A (zh) 2014-08-27
TWI541367B (zh) 2016-07-11
KR20140107276A (ko) 2014-09-04
CN104011236B (zh) 2016-03-16
EP2796577A1 (en) 2014-10-29
KR101803797B1 (ko) 2017-12-04
JPWO2013094061A1 (ja) 2015-04-27
US20150000803A1 (en) 2015-01-01
TW201326424A (zh) 2013-07-01

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5189708B1 (ja) 耐金型磨耗性及びせん断加工性が良好なＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板及びその製造方法
JP5224415B2 (ja) 電気電子部品用銅合金材料とその製造方法
JP5281031B2 (ja) 曲げ加工性に優れたＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金
JP5097970B2 (ja) 銅合金板材及びその製造方法
WO2012026611A1 (ja) 銅合金板材及びその製造方法
JP5117604B1 (ja) Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金及びその製造方法
JP4444245B2 (ja) 電気電子機器用Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｎ合金
WO2012121109A1 (ja) Ｃｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系合金及びその製造方法
JP6696769B2 (ja) 銅合金板材及びコネクタ
JP5619389B2 (ja) 銅合金材料
WO2012004868A1 (ja) 深絞り加工性に優れたＣｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金板及びその製造方法
WO2013018228A1 (ja) 銅合金
JP2017179567A (ja) 銅合金板材および銅合金板材の製造方法
WO2010016428A1 (ja) 電気・電子部品用銅合金材
WO2009116649A1 (ja) 電気電子部品用銅合金材
WO2013018399A1 (ja) 曲げ加工性に優れたＣｕ－Ｃｏ－Ｓｉ系合金条
KR20150023874A (ko) 구리 합금 및 그의 제조 방법
JP4804266B2 (ja) 電気電子機器用Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｎ合金及びその製造方法
JP2013104068A (ja) 電子材料用Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ−Ｃｏ系銅合金
JP4781145B2 (ja) Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｎ系合金及びＣｕ−Ｚｎ−Ｓｎ系合金条を用いた端子、コネクタ、またはリレー
TW201348469A (zh) Ｃｕ－Ｚｎ－Ｓｎ－Ｎｉ－Ｐ系合金
JP6029296B2 (ja) 電気電子機器用Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｎ−Ｃａ合金
JP5827530B2 (ja) 優れたばね限界値及び耐応力緩和性を有するせん断加工性が良好なＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板
JP5988745B2 (ja) Ｓｎめっき付Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板及びその製造方法
JP5437520B1 (ja) Ｃｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金条及びその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 201180075686.5

Country of ref document: CN

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2012518677

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 11878054

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20147016665

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 14366921

Country of ref document: US

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2011878054

Country of ref document: EP