(57)【要約】【課題】特殊黄銅であって、コネクタ等の電気、電子部品用材料に要求される高力化可能な合金組成及び高力化方法を提供する。【解決手段】本件発明に係る特殊黄銅は、亜鉛１８ｗｔ％〜３２ｗｔ％、リン０．０１ｗｔ％〜０．１ｗｔ％、スズ０．６ｗｔ％〜２．５ｗｔ％、及び鉄、ニッケル、コバルトから選ばれる１種又は２種以上を０．０２ｗｔ％〜０．５ｗｔ％を含み、残部銅及び不可避不純物であることを特徴とする組成を備えるものである。そして、この特殊黄銅を、熱間加工し、冷間加工し、歪み取り焼鈍と析出硬化とを目的として熱処理し、更に冷間加工し、再結晶させることで粒径が３μｍ未満となるよう焼鈍し、仕上げ冷間加工を行うことを特徴とする高力化方法を提供する。【選択図】  なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
複数種の第３元素を含む特殊黄銅であって、
亜鉛１８ｗｔ％〜３２ｗｔ％、リン０．０１ｗｔ％〜０．１ｗｔ％、スズ０．６ｗｔ％〜２．５ｗｔ％、及び鉄、ニッケル、コバルトから選ばれる１種又は２種以上を０．０２ｗｔ％〜０．５ｗｔ％を含み、残部銅及び不可避不純物であることを特徴とする特殊黄銅。
【請求項２】
結晶粒径が３μｍ未満である請求項１に記載の特殊黄銅。
【請求項３】
結晶組織内にリン化物が析出したものである請求項１又は請求項２に記載の特殊黄銅。
【請求項４】
圧延加工した後に展伸方向で引張試験をしたときの、加工上がりの０．２％耐力が７６０ＭＰａ以上である請求項１〜請求項３のいずれかに記載の高力化した特殊黄銅。
【請求項５】
圧延加工プロセスにより高力化処理した後に、展伸方向で引張試験をしたときの低温焼鈍後の０．２％耐力が８００ＭＰａ以上である請求項１〜請求項４のいずれかに記載の高力化した特殊黄銅。
【請求項６】
請求項１〜請求項５のいずれかに記載の特殊黄銅の高力化を図るための方法であって、
前記高力特殊黄銅を熱間加工し、続いて冷間加工し、４５０〜５５０℃の温度で歪み取り焼鈍とリン化物析出とを目的とした熱処理をし、更に冷間加工を加え、２５０〜３２０℃の温度で再結晶粒の粒径が３μｍ未満となるよう再結晶化焼鈍し、仕上げ冷間加工を行うことを特徴とする特殊黄銅の高力化方法。
【請求項７】
請求項６に記載の高力化方法を施した高力特殊黄銅を、更に低温焼鈍処理を行うことで機械的強度及びスプリング特性を向上させたバネ材用の特殊黄銅の高力化方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
従来にない高力化特殊黄銅及びその高力化特殊黄銅の製造方法に関する。特に、本件発明に係る高力化特殊黄銅は、コネクタ、ばね等の電気電子部品用材料として好適な強度及び導電性を有するものである。
【背景技術】
【０００２】
黄銅は銅を主成分とする銅−亜鉛合金であり、真鍮とも呼ばれるものである。最も広く普及しているのは７０−３０黄銅（所謂７−３黄銅）と呼ばれる３０ｗｔ％亜鉛の合金であるが、板や棒材では亜鉛を３８ｗｔ％〜４３ｗｔ％含む６０−４０黄銅（所謂６−４黄銅）が広く用いられてきた。
【０００３】
そして、近年は機械的加工性の改善、耐蝕性の改善、高力化する目的で、第３元素として鉛、スズ、鉄、ニッケル、マンガン、アルミニウム等を２〜３ｗｔ％添加した特殊黄銅が用いられるようになってきた。
【０００４】
中でも、コネクタ若しくはバネ用とされる銅合金条材又は線材は、端子類の小型化に伴い薄肉化若しくは細線化してきた為、特に高力化したものが要求されるようになっている。例えば、非特許文献１及び非特許文献２等に開示されているように、フォークコンタクト、クリンプターミナル等の断面接触方式を採用する小型高密度実装用コンタクト材に限ってみれば、一般的に７００ＭＰａ〜８００ＭＰａの０．２％耐力が求められ、最近では１０００ＭＰａ以上の０．２％耐力が要求されてきている。以下、その他の技術水準を示す文献を列挙しておくこととする。
【０００５】
【非特許文献１】伸銅技術研究会誌第３６巻第１号第２１頁〜第２４頁（１９９７）
【非特許文献２】伸銅技術研究会誌第４０巻第１号第２２頁〜第２７頁（２００１)
【非特許文献３】伸銅品データブック  日本伸銅協会  第９８頁
【非特許文献４】りん青銅の基礎と応用  日刊工業新聞社  第８１頁〜第８７頁
【非特許文献５】銅と銅合金  第４１巻第１号第１９７頁〜第２０３頁（２００２）
【非特許文献６】銅と銅合金  第４１巻第１号第２９頁〜第３４頁（２００２）
【特許文献１】特開２００２−８８４２８号公報
【特許文献２】特公昭５８−２１０１８号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかしながら、コネクタ材として用いられてきた黄銅やリン青銅、ばね材として用いられてきたリン青銅では、現在の高力化の要求には応えられないものとなっている。以下に、これらの問題点を列挙してみることとする。
【０００７】
この内、黄銅の代表である所謂７−３黄銅は、加工度９０％の強加工を施して加工硬化させても０．２％耐力は６８０ＭＰａまでしか上昇しないことが非特許文献３に開示されている。しかも、９０%の強加工で塑性変形させると端割れが酷く、工業的に採用できる加工条件ではない。従って、通常の黄銅に対し、必要な機械的強度を得ようとして加工硬化法を採用することは賢明とは言えないのである。
【０００８】
一方、リン青銅は、銅合金の中でもベリリウム銅と並んで高力化された合金として知られており、バネ材として多用され、強度的には０．２％耐力で７００ＭＰａ程度をクリアすることができるが、非特許文献４にあるように導電率が１３%程度と低く、接点などの電子部品材料として不利である。
【０００９】
アドミラルティー合金（Ｃ４４５００）は、コンデンサー材料として広く用いられているが、展延性に欠けるため条材又は線材に加工されることはないのである。更に、近年、このアドミラルティー合金の新品種としてＣ４４２５０が、非特許文献５に開示ているが、やはり高力化の面では不十分である。
【００１０】
また、Ｓｉを含んだ銅合金であり、結晶中に珪素化合物を析出させたものが特許文献１に開示されているが、やはり強度的な面では不十分である。更に、特許文献２に開示されているＳｎ成分を含む黄銅であっても、スズ成分が不足しているので、その機械的強度レベルが低く、近年の小型高密度実装用コンタクト材の用途には不向きである。
【００１１】
以上のことから、コネクタ等の電気、電子部品用材料に要求される高力化を達成し、且つ、国際的な価格競争を勝ち抜ける安価な特殊黄銅が求められてきたのである。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
そこで、本件発明に発明者等が、鋭意研究を行った結果、以下に述べる特殊黄銅を開発するに到ったのである。黄銅とは、銅を主成分とする銅−亜鉛合金であることが基本である。従って、本件発明では、鋳造性、展伸性、高力化を目的として添加するその他の元素を第３元素と称し、その合金は特殊黄銅と称することとする。以下、本件発明に関し、特殊黄銅と高力化方法とに分けて説明する。
【００１３】
＜本件発明に係る特殊黄銅＞
本件発明に係る特殊黄銅は、「複数種の第３元素を含む特殊黄銅であって、亜鉛１８ｗｔ％〜３２ｗｔ％、リン０．０１ｗｔ％〜０．１ｗｔ％、スズ０．６ｗｔ％〜２．５ｗｔ％、及び鉄、ニッケル、コバルトから選ばれる１種又は２種以上を０．０２ｗｔ％〜０．５ｗｔ％を含み、残部銅及び不可避不純物であることを特徴とする特殊黄銅。」である。
【００１４】
まず、最初に亜鉛の含有量に関して説明する。ここでは亜鉛含有量は、１８ｗｔ％〜３２ｗｔ％としている。この亜鉛量は、実用黄銅の内、丹銅３種、丹銅４種、７−３黄銅に相当する亜鉛量の範囲を採用しているのである。黄銅での合金元素としての亜鉛は、合金としての鋳造性、加工性を改善するために加えられるものである。ここで採用した亜鉛量の範囲は、平衡状態図から判断して、その結晶組織が銅と亜鉛との加工性に富む面心立方格子のα固溶体を広く形成する範囲のものである。本件発明に係る特殊黄銅は、後述する高力化処理を施すことで、従来にないレベルの高力化が可能なものであるから、ある程度の加工硬化性が要求される。即ち、亜鉛量が１８ｗｔ％を未満とすると、高力化処理に必要な加工硬化性が得られなくなるのである。
【００１５】
亜鉛は、特殊黄銅としての機械的強度の上昇に寄与し、安価であるためコスト的に有利となるが、含有量が３２％を超えると、以下に述べるスズが共存することで熱間加工性を著しく低下させることもある。従って、亜鉛の含有量の範囲は、一定レベルの機械的強度を確保して熱間加工性を良好に保つという観点から考え、２３ｗｔ％〜２９ｗｔ％の範囲を採用することが最も好ましいのである。
【００１６】
次に、第３元素の一つであり、本件発明に係る特殊黄銅では必須のものであるスズ含有量に関して説明する。当業者が、上記スズ含有量を見れば、特殊黄銅の一種であるスズ入り黄銅の組成がベースにあることが理解できると思われる。黄銅組織に固溶する範囲内でスズを用いれば耐食性を改善し、機械的強度の向上にも寄与するものとなる。このスズの固溶限は、亜鉛の含有量により左右されるものであるが、亜鉛量が多いほど、スズの含有量も多くできるのである。一般に、７−３黄銅ではスズを１．５ｗｔ％〜２．０ｗｔ％固溶することが可能で、スズ１．０ｗｔ％のものが耐海水性を備えたアドミラルティー合金と称されている。そして、６−４黄銅の場合は、スズを２．５ｗｔ％〜３．０ｗｔ％固溶することが知られ、スズ１．０ｗｔ％のものがネーバル合金と称されている。そこで、本件発明では、亜鉛含有量との関係において０．６ｗｔ％〜２．５ｗｔ％のスズ含有量を採用しているのである。スズ含有量が０．６ｗｔ％未満の場合には、耐食性及び機械的強度の改善が出来ないのである。これに対し、スズ含有量が２．５ｗｔ％を超えるとスズが固溶しない場合が生じ、機械的強度がむしろ劣化し出すのである。また、スズ含有量が高い程、導電率が下がるため２．５ｗｔ％までとすることが好ましいのである。更に、極めて良好な熱間加工性を得て、しかも市場で求められる導電率２０％ＩＡＣＳを確保することを考え合わせると、スズ含有量の上限値は１．４％とすることが望ましいのである。
【００１７】
続いて、その他の第３元素であるリン、鉄、ニッケル、コバルトに関して説明する。ここで言うリンは、０．０１ｗｔ％〜０．１ｗｔ％の範囲の含有量を採用するのである。そして、鉄、ニッケル、コバルトは、その内の１種又は２種以上を用いて０．０２ｗｔ％〜０．５ｗｔ％の範囲の含有量を採用するのである。本件発明において、このリンと、鉄、ニッケル、コバルトの群の合金元素との関係が非常に重要な役割を果たすのである。
【００１８】
合金元素としてのリンは、バネ用リン青銅に見られるように１０ｗｔ％以下のスズと、０．３ｗｔ％〜１．５ｗｔ％のリンとを共存させることにより強化を図ることの出来るものである。そして、リンの同組織中への固溶を考えると、少量のリンであれば固溶するが、リン量が増加すると固くて脆い銅のリン化物であるＣｕ３Ｐが生じ、機械的強度を劣化させるため好ましくないのである。即ち、本件発明では、リンと鉄、ニッケル、コバルトの群の合金元素とのリン化物を析出させるのに必要なリン量を確保し、過剰量となると生ずる不具合を避けることができる範囲として、リンの含有量を定めたのである。本件発明においてリンの含有量が０．０１ｗｔ％未満の場合には、後述する鉄、ニッケル、コバルトの群の合金元素の添加量との関係において、リン化物形成が良好に行えず、再結晶粒の微細化ができず機械的強度の向上に寄与できないのである。そして、リンの含有量が０．１ｗｔ％を超える場合には、加工性が劣化し、耐応力腐食割れ性の低下がおこるのである。
【００１９】
鉄、ニッケル、コバルトは、その内の１種又は２種以上を用いて０．０２ｗｔ％〜０．５ｗｔ％の範囲の含有量を採用している。この種の第３元素は、高力黄銅の代表格である６−４黄銅を基礎としたマンガン青銅に使用されてきた。従来から使用されてきたのは、鉄、マンガン、ニッケル、アルミニウム等である。このうち鉄、マンガン、アルミニウムは結晶粒を微細化し、マンガン青銅においては微細なβ層を析出させ機械強度の向上及び耐食性の向上に寄与している。ニッケルも同様の作用を示すものであるが、ニッケルはその含有率が高いほど、各種特性を向上させるが、高価な合金元素であることが難点となる。
【００２０】
しかしながら、本件発明に係る特殊黄銅では、アルミニウムは合金元素から除外している。そして、特徴的なことは、コバルトを合金元素として用いることが出来る点である。本件発明に係る特殊黄銅において、鉄、ニッケル、コバルトは、やはり結晶粒を微細化し、機械強度の向上及び耐食性の向上に寄与すべく用いているのである。これらの第３元素は、合金元素であるリンと微細なリン化物を形成し、そのリン化物が組織内に均一に分散することで、結晶粒の微細化を図ることが可能となるのである。
【００２１】
上述した鉄、ニッケル、コバルトは、その内の１種又は２種以上を用いることが可能である。即ち、それぞれの元素が同様の作用をするのである。そして、本件発明に係る特殊黄銅においては、ここに述べた鉄系の元素を用いたリン化物が最も良好な分散性を示し結晶粒の微細化に寄与するようであり、鉄系元素を有効に活用することが好ましい。従って、鉄系合金元素をベースにして０．０２ｗｔ％〜０．５ｗｔ％の範囲の含有量を採用することが好ましいのである。これらの合金元素の含有量が０．０２ｗｔ％未満の場合には、十分な量のリン化物が出来ず、結晶粒の微細化効果は得られないのである。一方、当該合金元素の含有量が０．５ｗｔ％を超えると、組織内に分散するリン化物の存在量が多くなりすぎ、靱性が劣化しだすため塑性加工性能が劣るようになるのである。
【００２２】
その他、本件発明に係る特殊黄銅は、硫黄成分の固溶量が多くなると脆化し靱性が損なわれるため、不可避不純物として含まれる可能性のある硫黄成分を、望ましくは３０ｐｐｍ以下とすることが好ましいのである。従って、本件発明に係る特殊黄銅の製造時に用いる原料にも十分に配慮し、スクラップ原料の使用に当たっては、定法に従いＳの混入を可能な限り抑制すべきである。
【００２３】
以上に述べてきた特殊黄銅は、良好な導電性を備えながらも、後述する高力化法で高力特殊黄銅としての性能が付与されるのであるが、高力化処理した後の本件発明に係る特殊黄銅は、以下にしめすような特性を持つものとなるのである。
【００２４】
本件発明に係る特殊黄銅は、中間工程でリン化物を析出させているので、加工及び熱処理による結晶粒の微細化効果を得やすく、結晶粒径を所望の範囲に調整することが容易である。そして、結晶粒径を３μｍ未満の範囲とすることで、非常に良好な加工性を備え、更に、従来の特殊黄銅では得られなかった機械的特性を得ることが可能なのである。
【００２５】
また、本件発明に係る特殊黄銅は、合金元素として用いた鉄、ニッケル、コバルトのいずれかと微細なリン化物を形成し、そのリン化物が組織内に均一に分散することで、再結晶粒の成長を抑制し、結晶粒の微細化を図っているのである。
【００２６】
そして、機械的物性の面から本件発明に係る特殊黄銅を特定すると、圧延加工した後に展伸方向に採取した試料（以下、「ＭＤ試料」と称する。）で引張試験をしたときの、加工上がりの０．２％耐力が７６０ＭＰａ以上という高い耐力を持つことができるのである。ここで、「加工上がり」とは圧延加工後何ら熱処理等を行わずにの意である。
【００２７】
更に、本件発明に係る特殊黄銅は、適正な熱履歴のもとで圧延加工することにより高力化処理を施し、更に低温焼鈍し、ＭＤ試料で引張試験をしたときの０．２％耐力が８００ＭＰａ以上という極めて高い耐力を持つ特殊黄銅と言えるのである。前記した加工上がりの０．２％耐力と比較すると、０．２％耐力が向上している。即ち、本件発明に係る特殊黄銅は、適正な熱履歴の元で加工を加えることで、結晶粒の微細化効果が極めて効率的に得られる特殊黄銅であると言えるのであり、低温焼鈍による高力化効果を得やすい特殊黄銅であるとも言えるのである。
【００２８】
＜本件発明に係る特殊黄銅の高力化方法＞
黄銅の高力化は、単に合金元素の組成だけでは達成できず、鋳塊から製品を得るための過程で、前記特殊黄銅に施される加工及び熱処理により、より高い機械的強度が付与され、名実共に高力化特殊黄銅となるのである。以上述べてきた特殊黄銅の高力化を行うためには、以下に述べる高力化方法を採用することが好ましいのである。なお、念のために記載しておくが、上述した特殊黄銅は、溶解鋳造法を用いて合金元素量を調整して得られるものであるが、鋳造に縦型連続鋳造法を用いる等も可能で、特に限定はない。
【００２９】
本件発明に係る特殊黄銅の高力化方法の一連のフローを述べると、「前記特殊黄銅を熱間加工し、続いて冷間加工し、４５０〜５５０℃の温度で歪み取りとリン化物の析出とを目的とした熱処理をし、更に冷間加工を加え、２５０〜３２０℃の温度で再結晶粒の粒径が３μm未満となるよう再結晶化焼鈍し、仕上げ冷間加工を行うことを特徴とする特殊黄銅の高力化方法。」ということができる。以下、工程に従って説明する。
【００３０】
最初に、特殊黄銅の鋳塊を熱間加工することに始まる。この熱間加工は、鋳塊を線材、板材若しくは条材へとするための成形加工であり、熱間加工時の加熱温度は９００℃以下とする。当該温度が９００℃を超えると熱間割れが発生しやすくなり、より好ましくは８７０℃以下の温度を採用するのである。そして、この熱間加工後に、必要に応じて面削し、その後冷間加工でのクラック発生を防止することも有用である。
【００３１】
次に、冷間加工が施されるが、この冷間加工は製品形状へのさらなる変形と加工による結晶粒の微細化が期待できる操作である。このときの冷間加工の加工率は、次のリン化物の析出工程での析出を微細且つ均一なものとするため５０％以上とすることが望ましいのである。
【００３２】
次には、４５０〜５５０℃の温度で歪み取りと析出硬化とを目的とした熱処理が施されるのである。このときの熱処理は、リン化物の析出に適した４５０℃〜５５０℃の温度範囲を採用するのである。４５０℃未満の温度ではリン化物の析出が起こりにくく、５５０℃を超える温度で行うと、リン化物の析出粒が粗大化するとともに、歪み取りだけでなく、無用な結晶粒の成長が起こり出すのである。
【００３３】
上記熱処理が終了すると、再度、冷間加工を行うのである。このときの冷間加工は、結晶粒を塑性変形させ微細化すると同時に、結晶に内蔵される転位密度を上昇させ再結晶化を起こしやすくためのものである。従って、この冷間加工の加工率は、次の再結晶処理での再結晶粒の生成サイトを増加させ、再結晶化後の結晶粒を微細で且つ均一するため、６０％以上の加工とすることが望ましいのである。例えば、結晶組織内に析出粒のない７−３黄銅のような場合に、同様の手法で微細結晶粒を得ようとすると９２％と言う極めて高い加工率が求められることが、上記非特許文献６に記載されているが、本件発明に係る特殊黄銅の場合には、そこまでの強加工は必要としない。その結果、この段階の冷間加工に圧延加工を採用する場合には、端ワレ不良の発生を避けることが可能となるのである。
【００３４】
再度の冷間加工が終了すると、再結晶焼鈍を行うのである。この再結晶焼鈍では、２５０℃〜３２０℃の温度範囲を採用して行うのである。焼鈍温度が２５０℃未満では再緒晶させるための焼鈍時間が非常に長くなり工業的に使用できるものでは無いのである。一方、焼鈍温度が上がるにつれ、再結晶粒として得られる結晶粒径が大きくなり、焼鈍温度が３２０℃を超える温度では短時間の焼鈍でも、再結晶粒が３μｍ以上となるのである。
【００３５】
そして、最後に仕上げの冷間加工を行うのである。この仕上げ冷間加工は、本件発明に係る特殊黄銅に、目的とする強度を付与するために行うものである。このときの加工率は、再結晶焼鈍後の結晶粒径を考慮して定めるものであり、再結晶焼鈍後の結晶粒径に応じて調整の出来る工程であるとも言える。例えば、再結晶粒が十分に小さいと判断できる場合には十分な機械的強度を既に備えているため加工率４０％程度を採用し、再結晶粒が意図していたよりも大きいと考える場合には加工率７０％を採用する等である。本件発明に係る特殊黄銅の高力化方法の場合には、前工程で再結晶粒を３μm未満に抑え、既に歪み取りと結晶粒の微細化を図っているので、冷間加工性が良好である。従って、その冷間加工に、冷間圧延で高加工率を採用しても端割れ等のクラックを発生しにくいものとなる。以上に述べた手順で、本件発明に係る特殊黄銅の高力化が可能で、特にコネクタ用合金として最適なものとなる。
【００３６】
なお、本件発明に係る特殊黄銅で、高力化を図りつつ、極薄板物、極細線材を生産する場合等には、上記工程に加えて、さらに焼鈍と冷間加工とが必要となる場合があるが、この際の焼鈍に用いる条件は、上述した２５０℃〜３２０℃の間で行う再結晶焼鈍条件を用いればよいのである。
【００３７】
上述した高力化方法を施した高力特殊黄銅を更に高力化して、バネ材として用いようとするときには、更に低温焼鈍処理を行うことで機械的強度及びスプリング特性を向上させることが好ましい。この低温焼鈍処理は、焼なまし温度に１５０℃〜３００℃、より好ましくは１８０℃〜２５０℃の温度範囲を採用するのである。ここに述べた温度範囲外では十分なスプリング特性向上効果が得られないのである。また、防錆等を目的としたメッキ処理が施されている場合には、メッキ層の劣化を防ぐため２００℃未満で、それ以外の場合は２００℃以上の温度で焼なまし処理することが望ましいのである。
【発明の効果】
【００３８】
本発明に係る特殊黄銅は、従来のスズ入り黄銅等と比較して、高力化処理の効果が顕著に得られ、０．２％耐力が極めて高いものとなる。従って、コネクタ等の電気、電子部品の小型化に必要な機械的強度及び要求される導電率を十分に満足するものとなるのである。また、本件発明に係る特殊黄銅にとって、上述した高力化方法は最適のものであり、安定した高力化特性を引き出すことが出来るのである。
【発明を実施するための最良の形態】
【００３９】
以下、本件発明の実施例を示し、比較例と対比することで、本件発明に係る特殊黄銅の高力化を説明する。
【実施例】
【００４０】
最初に、表１に示す合金組成を持つ特殊黄銅１〜４を、１５０ｍｍ×１００ｍｍ×３０ｍｍの内寸を持つ金型に鋳込むことで鋳塊を製造した。そして、その鋳塊を、８５０℃に加熱し、熱間圧延して１３ｍｍの板材とした。また、同時に比較例１及び比較例２として、表１に示す合金組成のものを用いて対比用にしている。
【００４１】
【表１】
2005060773.tif 000002
【００４２】
熱間圧延が終了すると、表面研摩を行い、加工率５０％以上の冷間圧延を加え、５００℃で１時間の熱処理を施し、リン化物を結晶組織内に析出させた。その後、加工率７０〜８０％の冷間圧延を行い、再結晶焼鈍処理を行った。この再結晶焼鈍温度及び得られた再結晶後の結晶粒の大きさを表２に示している。
【００４３】
【表２】
2005060773.tif 000003
【００４４】
続いて、表２に掲載したように冷間圧延を加え、０．２％耐力を測定した。また、表２には、必要に応じて加えた低温焼鈍の温度と、そのときの０．２％耐力の測定値を示している。この表２に示した結果から明らかとなるように、本発明にかかわる特殊黄銅１〜特殊黄銅４では、高い０．２％耐力が得られている。これに対し、比較例１の場合はＳｎ含有量が低くて十分な０．２％耐力が得られず高力化できていないことが分かる。また、比較例２の場合は、再結晶温度が高いため再結晶後の結晶粒が３μｍと大きくなり、結晶粒の微細化効果が得られず十分な強度が得られていないと考えられるのである。
【００４５】
なお、本件発明に係る特殊黄銅を、冷間圧延したときの展伸方向と直角方向に試料（以下、「ＴＤ試料」と称する。）を採取して引張試験を行うと、引張強さおよび耐力は平行方向に採取した場合に比べ、より高い値が得られる。例えば、低温焼鈍をした特殊黄銅１の場合のＭＤ試料とＴＤ試料とでは、表３に示したように引張強さと０．２％耐力とに大きな差が生じている。しかも、ＴＤ試料の耐力は１０００ＭＰａを越すという黄銅ベ−スの合金としては驚異的な高力化が実現している。また、導電率は２３％ＩＡＣＳであり、バネ用りん青銅の１３％ＩＡＣＳに比べ非常に良好なものとなっている。
【００４６】
【表３】
2005060773.tif 000004
【産業上の利用可能性】
【００４７】
以上に述べてきた本発明に係る特殊黄銅は、高力化処理の効果が顕著に得られ、０．２％耐力が従来の特殊黄銅の中でも極めて高いものとなる。従って、コネクタ等の電気、電子部品の小型化に必要な機械的強度及び要求される導電率を十分に満足するものとなるのである。しかも、合金組成に極めて高価な金属を多用していないため、良好な導電特性を備えつつも、安価な特殊黄銅として市場に供給することが可能で、この特殊黄銅を用いる電気及び電子部品の高品質化を容易に達成できるのである。
【００４８】
また、本件発明に係る特殊黄銅を用いた高力化方法は、本件発明に係る特殊黄銅にとって最良の高力化方法となる。しかも、この高力化処理に当たって、特殊な手法を用いることなく加工硬化と再結晶とによる結晶粒微細化による強化が容易に得られるのである。