(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
５ｍａｓｓ％以上１１ｍａｓｓ％以下のＳｎを含有し、０．０３ｍａｓｓ％以上０．３５ｍａｓｓ％以下のＰを含有し、残部銅及び不可避的不純物からなり、かつ、引張強さが１０００ＭＰａ以上で引張強さと０．２％耐力との差が１００ＭＰａ以下であることを特徴とする、フォーク型コンタクト用高強度りん青銅。
【請求項２】
加工度４５％以上の冷間圧延後平均結晶粒径（ｍＧＳ）が２μｍ以下となる焼鈍を実施し、続いて加工度５０％以上の最終冷間圧延を施すことを特徴とする、請求項１に記載のフォーク型コンタクト用高強度りん青銅の製造方法。
【請求項３】
加工度４５％以上の冷間圧延と平均結晶粒径（ｍＧＳ）が２μｍ以下となる焼鈍を２回以上繰り返し実施し、最終焼鈍後、続いて加工度５０％以上の最終冷間圧延を施すことを特徴とする、請求項１に記載のフォーク型コンタクト用高強度りん青銅。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明はフォーク型コンタクト用として用いられる高強度りん青銅に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
Ｃ５２１０（ＪＩＳ合金番号）、Ｃ５２４００（ＣＤＡ合金番号）などのりん青銅は、優れた加工性と機械的強度を有するため、電子部品用として端子・コネクタなどの用途で広く用いられている。  また、近年は部品の軽薄・短小化の進展が以前にも増して著しく、これに伴いベリ銅、チタン銅、コルソン系合金等の高強度型銅合金のニーズが増している。
【０００３】
ベローズ型コンタクトや梁型コンタクトは、板の表面が対極と接触するものであり、板の厚み方向にたわませるばねである。
一方、フォーク型コンタクトは、打ち抜き加工した板のせん断面で対極と接触するものであり、板の面と平行な方向にたわませるばねであり、オス端子を音叉型の両側からはさむ場合だけでなく、片側からのみ接触する場合も含む。
このフォーク型コンタクトは、小型化・狭ピッチかが要求される端子・コネクタに適用され、使用する銅合金には、小サイズでも高い接触圧が保持できる高強度材であることが要求されることから、高強度型銅合金、特にベリリウム銅が多く使用されている。
しかしながら、電子部品用銅合金としては比較的新しいこれら高強度型銅合金は、市場での需給、流通に関する制限があり、例えばグローバルスタンダード重視の市場では問題がある。  また、これらの高強度型銅合金はりん青銅等の従来型銅合金よりも高価であり、好ましくない。
【０００４】
しかし、従来のりん青銅は、ＪＩＳ  Ｈ  ３１３０で規定されるばね用りん青銅の最大強度ＳＨ材でも引張強さ上限が８３５ＭＰａ程度であり、フォーク型コンタクト用として用いるには、強度が不足していた。  フォーク型コンタクト用としては、最低でも０．２％耐力が９００ＭＰａ以上必要であり、この分野では高価なベリリウム銅しか適用されていないのが現状である。
これらの観点から、従来型銅合金のなかでも比較的高い機械的強度を有するりん青銅について、強度や加工性の更なる改良が求められるようになった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
こうした現状をふまえて、本発明の課題は、固溶強化型銅合金、特に汎用性のあるりん青銅について、ベリリウム銅と同等の高い強度を与える技術を開発することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、既存の成分のりん青銅について製造条件を見直し、高強度化を試みたところ、曲げ性は低下するものの、曲げ加工を必要としないフォーク型コンタクトに適した材料であることを見出すに至った。本発明は、次のような特性により定義され得る高強度りん青銅、及びその製造方法を提供する。
（１）５ｍａｓｓ％以上１１ｍａｓｓ％以下のＳｎを含有し、０．０３ｍａｓｓ％以上０．３５ｍａｓｓ％以下のＰを含有し、残部銅及び不可避的不純物からなり、かつ、引張強さが１０００ＭＰａ以上で引張強さと０．２％耐力との差が１００ＭＰａ以下であることを特徴とする、フォーク型コンタクト用高強度りん青銅。
（２）加工度４５％以上の冷間圧延後平均結晶粒径（ｍＧＳ）が２μｍ以下となる焼鈍を実施し、続いて最終加工度５０％以上の冷間圧延を施すことを特徴とする、請求項１に記載のフォーク型コンタクト用高強度りん青銅の製造方法。
（３）加工度４５％以上の冷間圧延と平均結晶粒径（ｍＧＳ）が２μｍ以下となる焼鈍を２回以上繰り返し実施し、最終焼鈍後続いて加工度５０％以上の冷間圧延を施すことを特徴とする、請求項１に記載のフォーク型コンタクト用高強度りん青銅。
以上の製造方法により、１０００ＭＰａ以上の引張強さを有し、しかも、引張強さとの差が１００ＭＰａ以下の高強度りん青銅を提供することができる。
【０００７】
なお通常りん青銅は、最終圧延後歪取焼鈍を行い、ばね性を向上させることが可能であるが、上記の本発明製造工程の後、歪取焼鈍を行う場合、歪取焼鈍により強度がやや低下するものの、ばね性が非常に向上し、リレー等ばね性が要求される分野へは、本発明の製造工程の後、歪取焼鈍を行うことにより適用可能である。
【０００８】
【発明の実施の形態】
本発明で対象とするりん青銅は、ＣｕにＳｎとＰを添加した銅合金で、ＪＩＳ規格のものでは５ｍａｓｓ％〜９ｍａｓｓ％のＳｎを含有し、ＣＤＡ規格のものでは５ｍａｓｓ％〜１１ｍａｓｓ％のＳｎを含有するものも本発明の範囲である。  さらに、りん青銅にＳｎやＰ以外の元素、例えば結晶粒の微細化に効果のあるＦｅ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｚｒ等、また、錫、はんだめっき耐熱剥離性の改善に効果のあるＺｎ等の添加元素を微量に（例えば合計で２ｍａｓｓ％以内）含有する銅合金も、結晶は銅と錫とのマトリクスであり同等の効果が得られる。
【０００９】
本発明のＳｎ含有量は５ｍａｓｓ％以上である。  固溶強化型銅合金であるりん青銅の基本強度はＳｎ含有量の多寡によって決定され、Ｓｎ含有量が５ｍａｓｓ％未満のりん青銅は、本発明の製造方法を用いても引張強さが１０００ＭＰａに到達しないためである。  また、０．２％耐力はフォーク型コンタクトの接触圧を決める重要な特性であり、引張強さが高くても０．２％耐力が低い材料はフォーク型コンタクトには適さない。  本発明の０．２％耐力は、引張強さとの差が１００ＭＰａ以下、即ち９００ＭＰａ以上であり、ベリリウム銅に劣らない高強度材である。
【００１０】
そして、本発明のフォーク型コンタクト用の高強度りん青銅は以下の方法により製造される。
冷間圧延と焼鈍を繰り返して製造するりん青銅において、最終の冷間圧延加工度は材料の強度に大きい影響を与えるが、この加工硬化は圧延前の最終焼鈍での結晶粒径の大小によって影響を受ける。  結晶粒径が微細な焼鈍材は引張り強さと耐力が高く、圧延による加工硬化は結晶粒粗大材より大きい。  また、最終焼鈍での結晶粒微細化には、焼鈍前の冷間圧延加工度が影響を及ぼす。  この加工度が少ないと、焼鈍で微細結晶粒を得ることができない。
【００１１】
冷間圧延前の材料板厚をｔ０とし、冷間圧延後の材料板厚をｔとしＸ＝（ｔ０−ｔ）／ｔ０×１００％で定義される最終焼鈍前の冷間圧延加工度Ｘを４５％以上としたのは、４５％未満であると、最終焼鈍の熱処理条件を調整しても、最終焼鈍後の結晶粒径が微細化しにくいからである。  また、焼鈍後の平均結晶粒径を２μｍ以下としたのは、結晶粒微細化の効果により、５０％以上の加工度で圧延することにより高強度に達することが可能となるからである。
【００１２】
上記の、４５％以上の加工度で冷間圧延した後に熱処理で平均結晶粒径を２μｍ以下に調整することを特徴とする圧延と焼鈍を２回以上繰り返し行なうことにより、最終焼鈍後の結晶粒径はさらに微細化し均一な金属組織が得られる。  ５０％以上の加工度で圧延することによりさらに高強度に達することが可能となる。
【００１３】
【実施例】
以下に本発明の具体的態様を実施例をもとに説明する。
（１）試料の調整
表１に示した組成のりん青銅を大気中にて木炭被覆し溶解後、鋳造し、１００ｍｍｗ×４０ｍｍｔ×１５０ｍｍｌの寸法の鋳塊を作成した。
この鋳塊を７５％Ｎ２＋２５％Ｈ２雰囲気にて７００℃で１時間均質化焼鈍した後、表面の錫偏析層をグラインダーで研摩し、除去した。
その後冷間圧延と焼鈍を必要に応じて数回繰り返し、特に焼鈍前の冷間圧延加工度と焼鈍での結晶粒径、および最終冷間圧延加工度を調整して、０．２ｍｍ〜０．３ｍｍ厚さの板を得た。
【００１４】
【表１】
0004154131.tif 000002
【００１５】
（２）評価方法
引張強さ、０．２％耐力は１３Ｂ号試験片（ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１）を圧延方向と平行に採取し、引張試験（ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１）により求めた。
平均結晶粒径は、切断法（ＪＩＳ  Ｈ  ０５０１）により、所定長さの線分により完全に切られる結晶粒数を数え、その切断長さの平均値を平均結晶粒径とした。  すなわち、圧延方向に直角方向の断面組織を走査型電子顕微鏡像（ＳＥＭ像）により、４０００倍に拡大し、５０μｍの長さの線分において、線と粒界との交点の数で線分を割った値を結晶粒径とし、１０本の線分について測定して得られた各々の平均結晶粒径の平均を本発明における平均結晶粒径（ｍＧＳ）とした。
【００１６】
（３）評価結果
表１において、本発明例はすべてＳｎを５ｍａｓｓ％以上含有したりん青銅である。  本発明例Ｎｏ．１〜４は、最終焼鈍前の冷間圧延加工度と最終焼鈍後の平均結晶粒径を調整し、最終冷間圧延した例である。
本発明例Ｎｏ．５〜８は、中間焼鈍前の冷間圧延加工度と中間焼鈍後の結晶粒径を微細に調整した後に、最終焼鈍前の冷間圧延加工度と最終焼鈍後の結晶粒径を調整し、最終冷間圧延した例である。
Ｎｏ．９〜１０は、中間焼鈍後のｍＧＳが外れた例であり、Ｎｏ．１１〜１２は、中間焼鈍前の加工度が低かった例で、中間焼鈍にて焼鈍条件を調整しても、２μｍ以下のｍＧＳは得られなかった例である。
本発明Ｎｏ．１〜４、５〜８、９〜１２ともに、最終冷間圧延材の引張強さは１０００ＭＰａを越え、０．２％耐力は引張強さとの差が１００ＭＰａ以下であり、９００ＭＰａを越えた。
以上、本発明例でも、Ｎｏ．５〜８は、４５％以上の冷間圧延と平均結晶粒度が２μｍ以下となる焼鈍を２回実施したため、ｍＧＳが微細に制御でき、Ｎｏ．１〜４、Ｎｏ．９〜１２に比較し、更なる高強度が得られた。
【００１７】
一方、表１の比較例Ｎｏ．１３〜１５はＳｎを５ｍａｓｓ％〜８ｍａｓｓ％含有したりん青銅であるが、焼鈍前の冷間加工度と焼鈍後の結晶粒径を調整しなかったため、引張強さは１０００ＭＰａに達していない。
比較例Ｎｏ．１６〜１７はＳｎ含有量が４ｍａｓｓ％のりん青銅であり、最終焼鈍前の冷間圧延加工度と最終焼鈍後の結晶粒径を調整し、最終冷間圧延した例Ｎｏ．１６、及び、中間焼鈍前の冷間圧延加工度と中間焼鈍後の結晶粒径を調整した後に、最終焼鈍前の冷間圧延加工度と最終焼鈍後の結晶粒径を調整し、最終冷間圧延した例Ｎｏ．１７においても、引張強さは１０００ＭＰａに達していない。
比較例Ｎｏ．１８〜１９は、最終焼鈍後のｍＧＳのみが外れた場合である。  結晶粒が微細な組織ではないため、高い強度が得られない。
比較例Ｎｏ．２０〜２２は、最終焼鈍前の冷間圧延加工度が低いために、最終焼鈍条件を調整しても、２μｍ以下の微細なｍＧＳが得られず、引張強さは１０００ＭＰａに達していない。
【００１８】
【発明の効果】
以上、本発明例は、りん青銅の強度を従来の製造方法では到達できなかった領域まで高強度化することができ、フォーク型コンタクト用の高強度銅合金分野への進出が可能となった。