(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｎｉ：０．８〜１．５質量％、Ｓｎ：０．５〜２．０質量％、Ｚｎ：０．０１５〜５．０質量％、Ｐ：０．００５〜０．１質量％を含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなるとともに、析出物の面積率が５％以下であることを特徴とする端子・コネクタ用銅合金。
【請求項２】
さらに、Ｍｇ；０．００１〜０．２質量％とＦｅ：０．００１〜０．１質量％のいずれか一方又は双方を含有することを特徴とする請求項１に記載された端子・コネクタ用銅合金。
【請求項３】
Ｏ含有量：５０ｐｐｍ以下、Ｈ含有量：２ｐｐｍ以下としたことを特徴とする請求項１又は２に記載された端子・コネクタ用銅合金。
【請求項４】
Ａｇ、Ｔｉ、Ｓｉ、Ｃａ、Ｍｎ、Ｂｅ、Ａｌ、Ｖ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｉｎ、Ｐｂ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｂの１種又は２種以上を、各々０．０００５〜０．０３質量％、かつ総量で０．０００５〜０．３質量％含むことを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載された端子・コネクタ用銅合金。
【請求項５】
焼鈍して得られる導電率の最大値に対して９０％以下の導電率を有することを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載された端子・コネクタ用銅合金。
【請求項６】
請求項１〜４のいずれかに記載された銅合金に対し、冷間圧延工程の途中での焼鈍を連続炉において４５０〜８５０℃の温度範囲で５秒以上１分以下実施し、最終冷間圧延後の安定化焼鈍を連続炉において２５０〜８５０℃の温度範囲で５秒以上１分以下実施し、かついずれもそのときの昇温及び冷却速度を１０℃／秒以上とすることを特徴とする端子・コネクタ用銅合金の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は端子、コネクタ、ワイヤハーネス及びターミナル等に用いられる銅合金に関し、さらに詳しくは耐応力緩和特性及びはんだ耐候性に優れた、自動車等、民生及び産業用の端子・コネクタ用銅合金に関する。
【０００２】
【従来の技術】
上記の用途には従来、強度−導電率バランスや廉価であることなどの点から、いわゆる黄銅が多用されてきた。しかしながら、例えば近年の自動車エンジン電子制御の進展によって、自動車車載用ジャンクションブロック通電材料及びその中継部品、端子・コネクタなどの接続部品にもエンジンルームのような高温環境下で信頼性を確保できる性能が求められるようになってきた。
【０００３】
この高温環境下での信頼性において最も重要な特性のひとつは、接点嵌合力の維持特性、いわゆる耐応力緩和特性である。すなわち銅及び銅合金のばね形状部品に定常の変位を与えた場合、例えばオス端子のタブをメス端子のばね形状をした接点で嵌合しているような場合、これらの接続部品がエンジンルームのような高温環境下に保持されていると、経時とともにその接点嵌合力を失っていくが、それに対する抵抗特性である。黄銅ではこの耐応力緩和特性が低いという問題があった。また、黄銅より高強度の要求される端子用としてりん青銅が多用されているが、りん青銅においても耐応力緩和特性が低く、導電率及び耐マイグレーション性と共に問題となっている。
【０００４】
これに対して特開平４−１５４９４２号公報には耐応力緩和特性に優れるＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ合金が開示されている。この合金はＮｉ−Ｐ金属間化合物を均一微細に分散させて、強度、導電率、ばね限界値、耐応力緩和特性などを向上させる析出型銅合金である。コルソン銅合金で知られるＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ合金の析出物であるＮｉ−Ｓｉ金属間化合物の析出活性化エネルギーが約８０ｋＪ／ｍｏｌと比較的高い値であるのに比べると、Ｎｉ−Ｐ金属間化合物はその析出活性化エネルギーが約２５ｋＪ／ｍｏｌと低い。これはＮｉ−Ｐ金属間化合物が容易に析出し、さらには凝集粗大化しやすいことを示しており、前記公報にも、Ｎｉ−Ｐ化合物の凝集粗大化を防止して、ばね限界値、耐応力緩和特性及び曲げ加工性等の特性を得るためには、熱間圧延の冷却開始、終了温度、その冷却速度、さらにはその後の冷間圧延工程途中で施す５〜７２０分の熱処理の温度と時間とを厳密に制御する必要性が述べられている。
【０００５】
しかしながら、例えば焼鈍の場合では製品の焼鈍炉への挿入に要する時間と昇温に要する時間、さらには５〜７２０分の保持時間と、製品が不必要な酸化をきたさない温度まで冷却する時間などを要するために、このような厳密な熱処理工程の制御は生産の非効率性につながり、さらにはそれが製品価格にまで反映されてしまうという問題があった。
一方、特開平５−３１１２８８号公報には、Ｐ添加量を０．００５〜０．５重量％とし、さらに０．００５〜０．５重量％のＦｅ、Ｎｉ、Ｃｏなどを共添してＰと金属間化合物を形成せしめ、固溶Ｐを低減させる方法が開示されている。しかしながら、このような方法では加工・熱処理条件によっては、曲げ加工性やめっき性を劣化させる粗大な金属のりん化合物を形成してしまう可能性が常に残る。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
いずれにしても、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系合金の耐応力緩和特性を高めるため、従来はＮｉ−Ｐ化合物を積極的に析出させている。そして、Ｎｉ−Ｐ化合物を均一微細に析出させるために厳密な熱処理を要求され、製品が高価となっていた。
従って、本発明は、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系合金について、高度な鋳造あるいは熱処理技術を必要とせず、きわめて短時間の焼鈍熱処理で製造可能な、廉価で耐応力緩和特性に優れた銅合金を得ることを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、従来析出型銅合金として積極的にＮｉ−Ｐ化合物を析出させていたＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系合金について、Ｎｉ−Ｐ化合物の析出をできるだけ抑え、いわば固溶型銅合金として取り扱うことで、上記目的を達成することができた。
すなわち、本発明に係る端子・コネクタ用銅合金は、Ｎｉ：０．８〜１．５質量％、Ｓｎ：０．５〜２．０質量％、Ｚｎ：０．０１５〜５．０質量％、Ｐ：０．００５〜０．１質量％を含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなるとともに、析出物の面積率が５％以下であることを特徴とする。
【０００８】
上記銅合金は、さらに、Ｍｇ；０．００１〜０．２質量％とＦｅ：０．００１〜０．１質量％のいずれか一方又は双方を含有することことができる。また、Ｏ含有量：５０ｐｐｍ以下、Ｈ含有量：２ｐｐｍ以下とするのが望ましい。そして、上記銅合金は、必要に応じて、Ａｇ、Ｔｉ、Ｓｉ、Ｃａ、Ｍｎ、Ｂｅ、Ａｌ、Ｖ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｉｎ、Ｐｂ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｂの１種又は２種以上を、各々０．０００５〜０．０３質量％、かつ総量で０．０００５〜０．３質量％含むことができる。
【０００９】
上記端子・コネクタ用銅合金は、必要に応じて熱間圧延した後、冷間圧延し、その冷間圧延途中で少なくとも１度焼鈍して再結晶させ、最終冷間圧延後さらに安定化焼鈍して製造されるが、優れた耐応力緩和特性を得るためには、安定化焼鈍後において、析出物等の未固溶物の面積率が５％以下となっている必要がある。あるいは、当該合金を焼鈍して得られる導電率の最大値に対して９０％以下の導電率となっている必要がある。そのため、冷間圧延工程の途中での焼鈍を連続炉において４５０〜８５０℃の温度範囲で５秒以上１分以下の条件で実施し、最終冷間圧延後の安定化焼鈍を連続炉において２５０〜８５０℃の温度範囲で５秒以上１分以下の条件で実施し、かついずれもそのときの昇温及び冷却速度を１０℃／秒以上とする。
【００１０】
【発明の実施の形態】
以下に本発明に係る端子・コネクタ用銅合金について詳細に説明する。先ず、各添加元素の添加理由及び組成限定理由について説明する。
（Ｎｉ）
母相に固溶したＮｉは応力負荷時の転位の移動速度を減少させる作用を有する。この作用により耐応力緩和特性及び強度を向上させる。しかしながら、焼鈍により本発明の銅合金に含まれるＰとの化合物を形成した場合は、固溶量が減少するため耐応力緩和特性が著しく低下する。従って、本発明の銅合金においてはＮｉを固溶させる必要がある。その含有量が０．８質量％未満では目標とする耐応力緩和特性及び強度が得られず、また、１．５質量％を超えて含有されるとＰとの化合物が形成されやすくなるとともに、電気伝導度及びはんだ耐候性の低下を招き、コスト的にも不利である。従って、Ｎｉの添加量は０．８〜１．５質量％とした。
【００１１】
（Ｓｎ）
Ｓｎは、機械的性質の向上、特に耐力と伸びのバランスひいては成形加工性及びばね限界値並びに耐応力緩和特性の向上に効果をもたらすが、０．５質量％未満では効果が得られず、また、２．０質量％を超えて含有されると電気伝導度の低下を招き、経済的でない。従って、Ｓｎの添加量は０．５〜２．０質量％とした。
（Ｚｎ）
Ｚｎは、電圧が印加された電気・電子部品の極間に水の侵入又は結露等が生じた場合のＣｕのマイグレ−ション形成を抑制し、漏洩電流を抑制するための必須元素である。さらに、強度向上、はんだの密着性向上及びＳｎめっき後のウイスカー発生を抑制する元素である。Ｚｎ含有量が０．０１５質量％未満では耐マイグレーション性やはんだの密着性向上、ウイスカー発生の抑制効果が小さく、Ｚｎ含有量が５．０質量％を超えた場合は導電率が低くなり、また、応腐食割れを起こし易くなる。従って、Ｚｎ含有量は０．０１５〜５．０質量％とする。
【００１２】
（Ｐ）
Ｐは主として鋳塊の健全性向上（脱酸、湯流れ等）に寄与する元素である。Ｐは含有量が、０．００５質量％未満では、溶湯中の脱酸効果が得られない。一方、０．１質量％を超えて添加されると容易にＮｉ−Ｐ金属間化合物を析出し、これが凝集粗大化して製品の機械的性質や曲げ加工性あるいはめっき性を阻害する。また、Ｎｉ−Ｐ化合物を析出させない範囲での熱処理が行われたとしても、０．１質量％を超えて添加されるとはんだ及びＳｎめっきの剥離現象を引き起こす。従って、Ｐ添加量は０．００５〜０．１質量％とする。前記範囲においてＰの含有量は０．０３質量％未満であることが望ましく、０．０２質量％未満であることが更に望ましい。
【００１３】
（Ｍｇ、Ｆｅ）
これらの元素は微量添加により、さらに耐応力緩和特性を向上させる効果を有するが、いずれも０．００１質量％未満では効果がなく、Ｍｇが０．２質量％、Ｆｅが０．１質量％を超えて含有されると導電率、はんだ耐候性及び曲げ加工性の低下を招く。従って、Ｍｇ添加量は０．００１〜０．２質量％、Ｆｅ添加量は０．００１〜０．１質量％とする。
【００１４】
（Ｏ、Ｈ）
本発明合金も溶湯の段階では気体元素であるＨ及びＯを吸収している。これらは凝固時に溶湯中から追い出されてくるため、Ｏ含有量を５０ｐｐｍ以下でかつＨ含有量を２ｐｐｍ以下に規制しておかなければ鋳造時の湯流れ性や鋳塊肌が劣化する。また、特にＨの残留は、板材加工まで至ったとしても、途中工程の圧延や焼鈍で表面に膨れを生じる原因となり、これは製品としての価値を損なう。従って、Ｏ含有量を５０ｐｐｍ以下でかつＨ含有量を２ｐｐｍ以下に規制する。なお、Ｏ含有量を３０ｐｐｍ以下でかつＨ含有量を１ｐｐｍ以下とすることがより望ましい。
【００１５】
（その他の選択元素）
Ａｇ、Ｔｉ、Ｓｉ、Ｃａ、Ｍｎ、Ｂｅ、Ａｌ、Ｖ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｉｎ、Ｐｂ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｂは、各元素の含有量が０．０００５〜０．０３質量％、かつその１種又は２種以上の含有量が０．０００５〜０．３質量％の範囲であれば、本発明の銅合金の耐応力緩和特性を損なわず耐熱性を向上させる効果があるため、前記の範囲内で含有させても問題ない。１種又は２種以上の含有量が０．３質量％を越えると、溶解鋳造時、熱間圧延時あるいは加工熱処理中に酸化物が形成されやすく、また粗大な晶出物が発生しやすいため、熱間加工性、めっき性、曲げ加工性等を低下させやすい。
【００１６】
（析出物の面積率）
前記銅合金において耐応力緩和特性を向上させるためには、透過型電子顕微鏡で観察可能な結晶粒内部の微視的構造の制御が必要である。前記銅合金は最終板厚まで冷間圧延する途中少なくとも１回の中間焼鈍が必要であるが、その焼鈍時にＮｉ−Ｐ化合物を主体とする析出物が形成されない条件を選定することが、耐応力緩和特性を飛躍的に向上させるために重要である。すなわち、焼鈍時の析出物形成を０とすることは原理的に難しいが、析出物の面積率を５％以下（添加元素の殆どを固溶させた状態）とすることにより、母相自体の応力緩和に対する抵抗力（すべり線の移動や転位消滅をブロックする作用）を維持することができるため、応力緩和特性が向上する。前記面積率が５％を超えると、母相中の転位は消滅するようになり、結果、材料特性が低下し、十分な耐応力緩和特性が得られなくなる。従って、析出物の面積率を５％以下とする。なお、安定化焼鈍後の製品の析出物の面積率を５％以下にするには、中間焼鈍後（安定化焼鈍前）の析出物の面積率が５％以下である必要がある。
【００１７】
（導電率の規定）
前記銅合金の導電率は、冷間圧延工程の途中あるいは最終冷間圧延後の焼鈍を行うと、４５０〜５００℃・４Ｈｒの焼鈍条件でほぼ最大となる。これは、焼鈍により析出物が最大量生成するためである。本発明の合金においては前述のように、Ｎｉ−Ｐ化合物を主体とする析出物の生成により耐応力緩和特性が劣化するため、導電率は最大値の９０％以下とすることが必要である。導電率９０％以下は析出物の面積率５％以下とほぼ一致する。
（応力緩和率）
端子等の場合、耐応力緩和特性の劣化に伴って、端子間の嵌合力が低下するなどの支障を来たし、信頼性を損なうものとなる。しかしながら、Ｎｉ−Ｐ化合物を主体とする析出物の生成を上記のように抑制することにより、１７０℃・１０００Ｈｒ後にて３０％以下の良好な耐応力緩和特性を達成できる。
【００１８】
（加工熱処理工程）
本発明の銅合金は、最終冷間圧延前に再結晶させておく必要があるが、焼鈍後の析出物の面積率を５％以下とすることが必要である。そのための熱処理条件として、４５０〜８５０℃、より好ましくは５５０〜６５０℃の範囲内の温度に１０℃／秒以上の速度で昇温し、前記範囲内の温度に５秒以上１分未満の加熱保持後、１０℃／秒以上の速度で冷却する必要がある。この範囲よりも低温あるいは短時間では完全再結晶組織は得られず、この範囲よりも高温又は長時間、あるいは温度及び保持時間が上記範囲であっても昇温又は冷却速度が１０℃／秒未満では析出物の面積率が大きくなり、耐応力緩和特性は低下する。また、結晶粒径が大きくなるため、機械的性質等の劣化を生じる。
【００１９】
耐応力緩和特性及びばね限界値を更に向上させるためには、最終圧延後に安定化焼鈍を行うことが望ましいが、そのためには２５０〜８５０℃より好ましくは３００〜４５０℃の温度範囲内の温度で５秒以上１分未満の加熱保持時間で行うことが望ましい。この範囲よりも低温あるいは短時間では冷間圧延で導入された転位が適切に解放されるに至らず、耐応力緩和特性や材料特性を向上させることができない。また、この範囲よりも高温又は長時間、あるいは温度及び保持時間が上記範囲であっても昇温又は冷却速度が１０℃／秒未満では析出物の面積率が大きくなり、耐応力緩和特性が低下し、さらに経済的にも不利である。
【００２０】
【実施例】
以下に本合金の実施例について比較例として比較してその特性を説明する。実施例１にて板材の製造可否、添加元素の効果について実証する。実施例２にて析出物の面積率の効果及び熱処理条件の効果について検証する。
（実施例１）
表１に示す組成の銅合金を電気炉により大気中で木炭被覆下で溶解した。その鋳塊を熱間圧延し、厚さ１５ｍｍに仕上げた。これらの板材について冷間圧延と本発明の熱処理を組み合わせて厚さ０．２５ｍｍの板材を得た。これらについて下記要領で材料特性を評価した。なお、本発明に係る銅合金は熱間圧延を必要としない横型連続鋳造によっても製造可能である。
【００２１】
【表１】
0003744810.tif 000002
【００２２】
（機械的強度）
耐力、引張強さは試験片の長手方向を圧延方向に平行としたＪＩＳ５号試験片（ｎ＝２）にて測定した。
（応力緩和特性）
ＥＭＡＳ−３００３に記載の片持ち梁式にて、初期応力として室温耐力の８割を負荷し、１７０℃又は２００℃で１０００Ｈｒ保持した後応力を除去し、たわみ量を測定、応力緩和率を算出した（各温度にてｎ＝５）。
（電気伝導性）
電気伝導性は導電率を測定することにより評価した。導電率はＪＩＳＨ０５０５に基づいて測定した。
（はんだ耐候性）
ＭＩＬ−ＳＴＤ−２０２Ｆ  ＭＥＴＨＯＤ  ２０８Ｄに基づいて、はんだ付けを行なった後、大気中１５０℃・１０００Ｈｒ経過後１ｍｍφで１８０°曲げ戻しを行い、はんだの剥離の有無を目視で確認した（ｎ＝３）。
【００２３】
（耐マイグレーション性）
上記板材から、幅３．０ｍｍ、長さ８０ｍｍの試験片を採取し、２枚１組として試験を行った（ｎ＝４）。図１及び図２は、上記試験片を使用した漏洩電流を測定する試験方法の説明図である。図１及び図２において２ａ、２ｂは試験片、３は厚さ１ｍｍのＡＢＳ樹脂、３ａはこのＡＢＳ樹脂に形成された穴、４はこのＡＢＳ樹脂３の押え板である。５は押え板４を押圧固定するため表面に絶縁塗料を塗布したクリップ、６はバッテリ−、７は電線である。試験片２ａ、２ｂは端部に電線６が接続されている。図１及び図２に示す２枚の試験片２ａ、２ｂにバッテリ−６から直流電流１４Ｖを印加して、水道水中に５分間浸漬した後、続いて１０分間乾燥する乾燥試験を５０回行い、その間の最大漏電流を高感度レコ−ダ−（図示せず）で測定した。
【００２４】
（曲げ加工性）
ＣＥＳＭ０００２金属材料Ｗ曲げ試験に規定されているＢ型曲げ治具で、幅１０ｍｍ、長さ３５ｍｍに加工した供試材をはさみ、島津製作所製万能試験機ＲＨ−３０を使用して１ｔの荷重でＲ／ｔ＝０にて先ずＷ曲げ加工を行った後、さらに１ｔの荷重で９０°曲げ部を密着曲げして、曲げ部の割れの有無を判別した（ｎ＝２）。
（耐応力腐食割れ性）
上記板材から０．２５ｍｍｔ×１２．７ｍｍｗ×１５０ｍｍｌの試験片を切り出し、応力腐食割れ試験をトンプソンの方法（Ｍａｔｅｒｉａｌｓ  Ｒｅｓｅａｒｃｈ  ＆  Ｓｔａｎｄａｒｄｓ（１９６１）１０８１）  に準じて行った（ｎ＝４）。すなわち、試験片を図３に示すループ状にした後、１４ｗｔ％のアンモニア水を入れ、４０℃の温度で飽和蒸気を充満させたデシケータ中に暴露し、試験片が破断するまでの時間を測定した。
【００２５】
以上の測定結果を表２に示す。
【００２６】
【表２】
0003744810.tif 000003
【００２７】
表２に示すＮｏ．１〜５では、耐力、導電率、密着曲げ加工性は良好で、耐マイグレーション性におる最大漏洩電流値は低く抑制されており、さらにはんだ耐候性、耐応力腐食割れ性も良好であり、応力緩和特性にも優れている。
一方、Ｎｏ．６はＮｉが不足しているため耐力が低く、応力緩和特性にも劣る。Ｎｏ．７はＮｉ及びＳｎが過剰に添加されているため導電率が低く、さらに曲げ加工性が劣り、はんだ耐候性試験で剥離が生じている。Ｎｏ．８はＺｎが不足するため、はんだ耐候性試験にて剥離が生じ、さらに耐マイグレーション性における最大漏洩電流値が高く、自動車端子用には致命的である。Ｎｏ．９はＺｎが過剰に添加されているため、導電率が低く、さらに耐応力腐食割れ性試験において短時間で破損が認められる。Ｎｏ．１０はＰが不足するため、脱酸不足により健全な鋳塊が得られなかった。Ｎｏ．１１はＰが過剰に添加されているため、はんだ耐候性試験で剥離が生じ、耐応力腐食割れ性にも劣っている。Ｎｏ．１２はＯが請求範囲上限を上回っており、湯流れ性が極端に低下したため、鋳造を断念した。Ｎｏ．１３は、Ｈが請求範囲上限を上回っており、鋳塊は得られたが、熱間圧延時に割れが生じたため断念した。
【００２８】
（実施例２）
表３に示す化学成分の銅合金をクリプトル炉において大気中の木炭被覆下で溶解した。表３では添加元素は全て本発明の規定範囲内に位置しているため容易に良好な熱間圧延材が得られ、冷間圧延性も良好であった。これらの板材に表４に示す種々の加工熱処理を行って０．２５ｍｍの板材を得た。これらの板材に対して材料特性、さらには析出物の面積率及び結晶粒径を下記要領で測定した。その結果を表５に示す。
（析出物の面積率）
ＴＥＭを用いて９００００倍（析出物を確認するのに最も適当な倍率であった）の倍率で３視野観察し単位面積あたりに占める析出物の割合を測定し、平均値を面積率とした。
（結晶粒径）
ＪＩＳＨ０５０１の伸銅品結晶粒度試験方法に準拠し、切断法にて求めた。
【００２９】
【表３】
0003744810.tif 000004
【００３０】
【表４】
0003744810.tif 000005
【００３１】
【表５】
0003744810.tif 000006
【００３２】
表５に示すように、Ｎｏ．１４−１〜１４−３は本発明に規定する加工熱処理条件の範囲内であり、析出物の面積率が５％以下であり、耐応力緩和特性が優れ、耐力、密着曲げ加工性、耐マイグレーション性、耐応力腐食割れ性にも優れている。また、導電率は導電率が最大となる条件で焼鈍を行ったＮｏ．１４−８に比較して９０％以下となっている。
一方、Ｎｏ．１４−４〜１４−８は冷間圧延途中の焼鈍によってＮｉ−Ｐ化合物を主体とする析出が発生するため、いずれも析出物の面積率が５％を越え、かつ導電率も最大値に対して９０％以上となり、耐応力緩和特性が低下している。なお、Ｎｏ．１４−４は焼鈍温度が低く再結晶組織とならなかったため、またＮｏ．１４−５〜１４−８は結晶粒が粗大化したため、いずれも曲げ加工性にも劣る。
【００３３】
Ｎｏ．１４−９は、冷間圧延途中の焼鈍の温度が低く時間が短いため、析出物の面積率は５％以下であったが、再結晶してないため曲げ加工性が劣る。耐応力緩和特性もＮｏ．１４−１〜１４−３に比べてよいとはいえない。Ｎｏ．１４−１０は、冷間圧延途中の焼鈍の温度が高いため、析出物の面積率は５％以下であったが、結晶粒が粗大化して曲げ加工性が劣る。耐応力緩和特性もＮｏ．１４−１〜１４−３に比べてよいとはいえない。
【００３４】
【発明の効果】
本発明によれば、特に耐応力緩和特性に優れ、強度、密着曲げ加工性、耐マイグレ−ション性、耐応力腐食割れ性、はんだ耐候性等にも優れた端子・コネクタ用銅合金を、低コストで生産性良く製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】  最大漏洩電流の測定方法を説明するための平面図である。
【図２】  その側面図である。
【図３】  耐応力腐食割れ試験に用いたループ状試験片を示す図である。
【符号の説明】
２ａ、２ｂ  試験片
【図１】
0003744810.tif 000007
【図２】
0003744810.tif 000008
【図３】
0003744810.tif 000009