JP2007100146A

JP2007100146A - 耐応力緩和特性の異方性を低減したＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系銅合金および製造法

Info

Publication number: JP2007100146A
Application number: JP2005289368A
Authority: JP
Inventors: Takashi Kimura; 崇木村; Yasuo Inohana; 康雄猪鼻; Tsutomu Nonaka; 勉野中; Kazuki Hatakeyama; 一樹畠山
Original assignee: Dowa Holdings Co Ltd
Current assignee: Dowa Holdings Co Ltd
Priority date: 2005-09-30
Filing date: 2005-09-30
Publication date: 2007-04-19
Anticipated expiration: 2025-09-30
Also published as: JP4810703B2

Abstract

【課題】Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系銅合金において、強度、導電性、曲げ加工性等の基本特性を高く維持したまま、耐応力緩和特性の異方性を軽減したものを提供する。
【解決手段】質量％でＮｉ：０.３〜１.５％、Ｓｎ：０.６〜２.０％、Ｐ：０.０３〜０.２％、残部実質的にＣｕの組成を有し、下記（Ａ）の熱処理を少なくとも１回以上行うことによって得られる組織を呈し、Ｔ方向とＬ方向の応力緩和率の差｜Ｘ_T−Ｘ_L｜が３％以下である銅合金。
（Ａ）４５０〜６００℃の再結晶状態から３００℃以下の温度域まで、４５０〜３００℃の平均冷却速度が１００℃／ｈ以下となるように徐冷することにより、その冷却過程において析出物を生成させる熱処理。
【選択図】なし

Description

本発明は、コネクタ、リレー、スイッチ、ソケット等の電気・電子部品に適したＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系銅合金およびその製造法に関する。

近年のエレクトロニクスの発達により、電気・電子機器の電気配線は複雑化・高集積化が進み、コネクタ等の通電部品には小型化、軽量化、高信頼性化、低コスト化の要求が高まっている。それに伴いコネクタ等の部品に使用される素材は、従来にも増して薄肉化され、かつ複雑な形状にプレス成形されるようになっている。このため素材特性としては強度（引張強さ、０.２％耐力）、曲げ加工性、導電性およびプレス成形性のすべてが良好でなければならない。さらに、自動車用のメス端子等においてはエンジンルーム近傍の高温環境下で使用されることが多くなっており、高温環境下においても機械的特性の経時変化が少なくなるように耐応力緩和特性に優れることも重要である。

これらの各特性を比較的バランス良く実現しやすい素材としてＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系銅合金が挙げられる。この合金はＮｉ−Ｐ系の析出物を微細分散させることで各種特性の改善を図ることができ、これまでに電気・電子部品用に適したものが種々開発されている（特許文献１〜８）。

特開平４−１５４９４２号公報特開平４−２３６７３６号公報特開平１０−２２６８３５号公報特開２０００−１２９３７７号公報特開２０００−２５６８１４号公報特開２００１−２６２２５５号公報特開２００１−２６２２９７号公報特開２００２−２９４３６８号公報

昨今では、通電部品の薄肉化・小型化の要求に加え、信頼性に対する要求と、複雑形状のものが容易に作れること、すなわち部品の設計自由度の向上に対する要求が一層厳しいものになってきた。その要求に応えるための素材特性としては、強度、曲げ加工性、耐応力緩和特性等が単に良好であるだけではなく、さらに、耐応力緩和特性の異方性に優れることが重要であることが発明者らの検討により明らかになってきた。また、縦弾性係数が高いと、例えばメス端子ばね部を構成する部材では、オス端子挿入時のわずかな変位量の違いによって接触部に加わる接圧に大きな変化が生じてしまうなど、安定した接触性を再現性良く実現することが難しくなるので、縦弾性係数は低いことが望まれる。

一般に耐応力緩和特性は圧延方向に対して平行方向（Ｌ方向）と直角方向（Ｔ方向）とで差が生じやすい。この差すなわち「異方性」は、特に高温環境で使用される部品において、経時的に機械的特性の部品内アンバランスを引き起こす要因になる。したがって電気・電子部品の性能を長期にわたり安定に保つには、耐応力緩和特性の異方性を軽減することが極めて有効になる。しかし、通電部品に適した各種基本特性を具備するＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系銅合金においてその点を十分改善したものは未だ出現していない。

本発明は、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系銅合金において、この系の合金が本来有する諸特性を高レベルに維持し、かつ縦弾性係数の過度の上昇を抑えながら、耐応力緩和特性の異方性を軽減したものを提供しようというものである。

発明者らは詳細な研究の結果、再結晶状態からの冷却を「徐冷」とし、その冷却過程で析出物を生成させる熱処理を施すことによって、粒界近傍にＮｉ−Ｐ系析出物が十分に析出した組織状態が得られ、それによって耐応力緩和特性の異方性が軽減されることを見出した。その際、強度、導電性、加工性等の基本特性も高く維持され、かつ縦弾性係数の低いものが得られる。本発明はこのような知見に基づいて完成したものである。

すなわち本発明では、質量％でＮｉ：０.３〜１.５％、Ｓｎ：０.６〜２.０％、Ｐ：０.０３〜０.２％、残部実質的にＣｕの組成を有し、例えば下記（Ａ）の熱処理を少なくとも１回行うことによって得られる組織を呈する、耐応力緩和特性の異方性を低減したＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系銅合金が提供される。その組織状態は例えば粒界近傍の析出密度が粒内中央部よりも高くなっているものである。
（Ａ）４５０〜６００℃の再結晶状態から３００℃以下の温度域まで、４５０〜３００℃の平均冷却速度が１００℃／ｈ以下となるように徐冷することにより、その冷却過程において析出物を生成させる熱処理。

この銅合金は特に、圧延方向に対し直角方向の応力緩和率Ｘ_Tが１０％以下で、かつ圧延方向に対し平行方向の応力緩和率Ｘ_L（％）と前記Ｘ_T（％）とが下記（１）式の関係を満たすものである。
｜Ｘ_T−Ｘ_L｜≦３ ……（１）

ここで、「残部実質的にＣｕ」とは、残部にはＣｕの他、本発明の効果を阻害しない範囲で上記規定以外の元素の混入が許容されることを意味し、「残部がＣｕおよび不可避的不純物からなる」場合を含む。粒界近傍の析出物や粒内中央部（粒界から概ね２００ｎｍ以上離れた部分）の析出物は、粒径が例えば５０ｎｍ以下といった微細なものであり、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）によって観察することができる。析出物密度はＴＥＭにより観察される析出物の面積率によって判断できる。圧延方向に対し直角方向（Ｔ方向）の応力緩和率Ｘ_Tおよび圧延方向に対し平行方向（Ｌ方向）の応力緩和率Ｘ_Lは、長手方向がそれぞれＴ方向およびＬ方向の試験片を用いて、後述の実施例で示す方法により測定した値が採用される。

上記において、さらにＺｎ：５％以下を含む組成を有する組成のものが提供される。また、マトリクス中の固溶Ｎｉ濃度が１.０質量％以下であるもの、あるいはさらに圧延方向に対し直角方向の縦弾性係数Ｅ_Tが１４０ｋＮ／ｍｍ²以下のものが好適な対象となる。

本発明によれば、従来からコネクタ等の通電部品用素材として実績のあるＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系銅合金において、Ｎｉ−Ｐ系析出物の析出形態を工夫することにより耐応力緩和特性の異方性を顕著に低減したものが提供された。耐応力緩和特性の異方性の軽減は、自動車用通電部品等、高温環境で使用される電気・電子部品において機械的特性バランスの長期にわたる安定性をもたらす。また、このＮｉ−Ｐ系析出物の析出形態は強度への寄与が高められていることから、仕上冷間圧延を過度に行う必要がなく、強加工−焼鈍などにより結晶粒を過度に微細化する必要もないので、強度、曲げ加工性等の通電部品素材に要求される基本特性も高レベルで維持することが容易になる。導電性に関しては、再結晶目的の焼鈍に時効処理を兼ねさせるという、従来一般的に行われている工程で製造する場合よりも向上する。さらに、縦弾性係数も低く抑えられ、コネクタの接触部における接圧を安定して確保できる。

本発明では、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系銅合金において、再結晶状態から徐冷する過程でＮｉ−Ｐ系析出物を生成させることにより、粒界近傍に十分な量の析出物を存在させた組織状態を作り出し、その特異な組織によって耐応力緩和特性の異方性を低減させる作用を発揮させる。そのメカニズムについては不明な点も多いが、以下のように考えられる。

後述する組成のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系銅合金を加熱して再結晶化した組織状態とする。具体的には４５０〜６００℃の温度域に例えば３０〜６０ｍｉｎ保持する。この温度域で再結晶化している組織は転位密度が非常に低くなっている。また、この温度域でＮｉ−Ｐ系析出物は存在するが、ＮｉおよびＰはマトリクス中にまだ過剰に固溶している。この状態から徐冷していくと、温度低下に伴うＮｉ、Ｐの固溶限の減少を駆動力としてＮｉ−Ｐ系析出物の新たな析出が始まる。その際、マトリクス中の転位密度が低いために析出物はマトリクス中よりも粒界近傍で多く生成することになる。また、転位密度が低いことに加え、冷却過程の低温域で析出が生じるため析出物の凝集、粗大化が起こりにくく、結果的にマトリクスとの整合性が高い析出物が得られる。

このようにして特に粒界近傍に多く生じた新たな析出物は、部品に加工された後に高温環境で使用された際に、粒界拡散に対する大きな抵抗力を生み出し、これが耐応力緩和特性の向上作用をもたらす。一般にこの合金系では圧延方向に対し平行方向（Ｌ方向）よりも直角方向（Ｔ方向）の方が耐応力緩和特性は悪くなりやすい（＝応力緩和率が大きくなりやすい）が、粒界拡散に対する抵抗力は、特にＴ方向の応力緩和率に対する影響が大きい。したがって、粒界拡散に対する抵抗力が増大されることにより、Ｔ方向においても非常に良好な耐応力緩和特性が得られ、その結果、耐応力緩和特性の異方性が低減される。また、析出物はマトリクスとの整合性が高いことにより、強度レベルも向上する。さらに、冷却過程で新たな析出を生じさせることによってマトリクス中のＮｉ濃度が減少し、導電率の向上や縦弾性係数の低減がもたらされる。

このような析出形態を有する組織状態を得るために、本発明では以下に示す合金組成が採用される。

〔Ｎｉ〕
Ｎｉは、Ｐと共添することにより本発明で重要な役割を担うＮｉ−Ｐ系析出物を形成する。また、固溶したＮｉは単体で、あるいは固溶したＳｎとの相互作用により、強度（ばね性）、耐応力緩和特性の向上をもたらす。これらの作用は０.３質量％以上のＮｉ含有により発揮される。しかし、Ｎｉ含有量が多くなりすぎると導電性が低下するだけでなく、Ｎｉ−Ｐ系析出物を析出させた後もマトリクス中に固溶状態として残るＮｉ量が多くなってしまい、縦弾性係数の上昇を招く。このような理由からＮｉ含有量は０.３〜１.５質量％の範囲にコントロールする必要があり、０.５〜１.２質量％とすることがより好ましい。

〔Ｓｎ〕
Ｓｎはマトリクス中に固溶し、強度の向上に大きく寄与する他、耐応力緩和特性の向上にも有効である。またＳｎの添加は縦弾性係数の低減にも寄与する。これらの作用を十分発揮させるには０.６質量％以上のＳｎ含有量を確保することが望ましい。しかし、Ｓｎ含有量が多くなりすぎると導電性の低下、熱間加工性の低下を招く。このためＳｎ含有量は０.６〜２.０質量％に規定される。０.８〜１.９質量％とすることがより好ましく、１.０〜１.８質量％が一層好ましい。

〔Ｐ〕
Ｐは、上記ＮｉとともにＮｉ−Ｐ系析出物を形成し、前述の諸特性の向上に寄与する。またＰは溶解・鋳造時の脱酸剤として働き、溶湯の酸素濃度低下、耐水素脆化性の向上に寄与する。これらの作用を有効に発揮させるためには０.０３質量％以上のＰ含有量が必要である。０.０３質量％未満ではＮｉ−Ｐ系析出物の生成量が不十分となり、その効果を十分に得ることができず、また耐応力緩和特性の異方性を十分低減することが難しくなる。一方、Ｐ含有量が０.２質量％を超えると鋳造や熱間圧延の工程で割れが生じやすくなる。このためＰ含有量は０.０３〜０.２質量％とする必要があり、０.０５〜０.１５質量％とすることがより好ましく、０.０７〜０.１２質量％が一層好ましい。

〔Ｚｎ〕
Ｚｎは、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系銅合金において、機械的特性、導電性、耐応力緩和特性を損なうことなくはんだ耐候性、めっき密着性等を向上させる作用を有し、縦弾性係数の低減にも有効であるため、必要に応じてＺｎを含有させることができる。ただし、多量のＺｎ含有は導電性の低下や耐応力腐食割れ性の低下を招く要因になる。このためＺｎを含有させる場合はその含有量を５質量％以下とする必要があり、３質量％以下とすることがより好ましく、１質量％以下の範囲に規制することもできる。

〔その他〕
その他の元素として、必要に応じてＦｅ、Ｍｎ、Ｃｏ、ＭｇをＮｉに置換する形で含有させることができる。
Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｏの添加は、添加したＦｅ、Ｍｎ、ＣｏがＰとの間で金属間化合物をつくり、場合によってはＮｉも含めた３元化合物を形成する。これらの化合物は耐熱性、強度の向上に利用することができるが、本発明で必要なＮｉ−Ｐ系析出物と生成温度が異なるため過度の添加を行った場合、より高温での再結晶焼鈍が必要となり、析出物の凝集、粗大化を招き、本発明の効果を損なうこととなる。Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｏの添加量はいずれも０.３質量％以下とする必要があり、０.１５質量％以下が一層好ましい。置換量としては原子％に換算した含有量において、これらＦｅ、Ｍｎ、Ｃｏの合計含有量がＮｉ含有量を超えないようにすることが望ましい。
Ｍｇは、Ｎｉと置換する形で添加することにより、耐食性の改善や耐応力緩和特性の向上を図ることができる。しかし、多量に添加すると曲げ加工性が低下するので、Ｍｇを添加する場合は０.１５質量％以下の範囲で行う。

〔製造工程〕
本発明の銅合金の製造方法としては、大きくは従来一般的なＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系銅合金の製造工程が採用できるが、焼鈍工程を後述のように工夫する必要がある。代表的な製造工程は次のようなものである。
溶解・鋳造→熱間圧延→冷間圧延→焼鈍→冷間圧延→低温焼鈍
途中の「冷間圧延→焼鈍」は必要に応じて複数回行うことができる。熱間圧延の後には一般的には面削が行われる。また、焼鈍後には適宜酸洗や研磨が行われ、必要に応じて脱脂が行われる。

〔熱処理〕
本発明の銅合金は、いずれかの焼鈍工程で、析出形態をコントロールする熱処理を行うことによって製造される。
すなわち、再結晶化を行わせる焼鈍工程を利用して、４５０〜６００℃の再結晶状態から３００℃以下の温度域まで、４５０〜３００℃の平均冷却速度が１００℃／ｈ以下となるように徐冷することにより、その冷却過程において析出物を生成させる熱処理を行う。４５０〜６００℃の温度域には３０〜６００ｍｉｎ程度保持することが望ましい。

加熱温度が低すぎると再結晶化しないか再結晶化に非常に長時間を要するので好ましくない。逆に加熱温度が高すぎると結晶粒の粗大化やＮｉ−Ｐ系析出物の粗大化を招きやすい。そのため、４５０〜６００℃に加熱することが望ましく、４７５〜５７５℃に加熱することが望ましい。また、４５０〜３００℃の冷却速度が１００℃／ｈより大きいと冷却過程で新たな析出物を十分に生成させることが難しくなる。冷却速度のコントロールは、例えば炉中において１００℃／ｈ以下の冷却速度を維持しながら４５０〜６００℃の加熱温度から３００℃以下まで冷却する方法で行えばよい。あまり冷却速度を遅くすると生産性が低下するので、概ね４５０〜３００℃は２５〜１００℃／ｈ程度とすることが望ましい。また、転位密度の低い再結晶組織においては３００℃未満の温度でＮｉ−Ｐ系析出物の析出を促すことは難しいので、３００を下回る温度域を徐冷する必然性は乏しい。このため、徐冷により３００℃以下の温度域に到達したのちは常温まで速やかに冷却することが生産性の面から好ましい。

この熱処理は、製造工程の中で１回行えばよい。複数回行っても構わないが、徐冷を伴うため一般には生産性が低下する。１００℃／ｈ以上の徐冷を連続焼鈍で行うことは困難であるため、この熱処理はバッチ式の焼鈍炉を用いた再結晶焼鈍工程を利用して行う。

この熱処理を行った後にも再結晶を伴う焼鈍を行うことができる。その条件としては、６５０℃以上での加熱時間を６０ｓｅｃ以下、好ましくは３０ｓｅｃ以下とし、その後、急冷（水冷など）する条件が好ましい。昇温過程でも急速に温度を立ち上げることが望ましい。このような条件の熱処理は連続焼鈍ラインを通板することによって行える。この条件であれば、先に形成された組織状態が維持され、本発明の効果は損なわれない。
上記の焼鈍後に、必要に応じて酸洗工程を経た後に仕上圧延を行う。仕上の圧下率は、要求される機械特性に応じて任意に選択することができるが、過度の圧下を施すことは機械特性の異方性を増大させるのみならず、曲げ加工性を著しく損なう結果となる。そのため、仕上の圧下率としては８０％以下であることが望ましく、７０％以下が一層好ましい。
また、最終焼鈍として歪取りを主目的とした低温焼鈍を行うことが望ましい。その条件としては例えば２５０〜５５０℃×１〜１００ｓｅｃとする条件が採用でき、３００〜５００℃×１〜３０ｓｅｃとすることが一層好ましい。

〔耐応力緩和特性〕
自動車等に使用されるコネクタ等の部品用途を考慮したとき、Ｔ方向の応力緩和率Ｘ_Tが１０％以下であり、かつ耐応力緩和特性の異方性に関して、Ｔ方向の応力緩和率Ｘ_T（％）とＬ方向の応力緩和率Ｘ_L（％）とが下記（１）式の関係を満たすことが望ましい。
｜Ｘ_T−Ｘ_L｜≦３ ……（１）
このとき、自動車エンジンルーム近傍の高温環境で使用される電気・電子部品において、長期間安定した性能が維持され、信頼性が飛躍的に向上する。もしＴ方向の応力緩和率Ｘ_Tが１０％以下であっても（１）式を外れて異方性が大きい場合は、部品特性にアンバランスを生じ、比較的早期に部品性能の低下が起こりやすい。（１）式に代えて下記（１）’式を満たすような銅合金が一層好適な対象となる。
｜Ｘ_T−Ｘ_L｜≦２.５ ……（１）’
なお、Ｔ方向の応力緩和率Ｘ_Tは８％以下であることが好ましく、７％以下が一層好ましい。

〔マトリクスの固溶Ｎｉ濃度〕
マトリクス中の固溶Ｎｉ濃度は１.０質量％以下であることが望ましい。固溶Ｎｉがこれより多いと縦弾性係数が高くなりすぎ、好ましくないことがわかった。また導電性の低下も大きくなる。ここで、マトリクス中のＮｉ濃度は、例えばＴＥＭ−ＥＤＳなどで第二相を含まないＣｕマトリクスの部分のみにビームを当てることによって得られる元素分析値から知ることができる。

〔縦弾性係数〕
縦弾性係数は、前述のように、コネクタの差し込み部等における接触性を安定して良好に維持するために低いことが望ましい。発明者らの検討によれば、例えばメス端子ばね部を構成する部材における安定した接触性を考慮したとき、Ｔ方向の縦弾性係数Ｅ_Tが１４０ｋＮ／ｍｍ²以下であることが効果的である。

表１に示す組成の銅合金を溶解、鋳造し、３０×５０×２００ｍｍの鋳片を得た。得られた各鋳片を約８５０℃にて厚さ１０ｍｍまで熱間圧延した。熱間圧延終了温度は７００℃以上とし、熱間圧延後は直ちに水冷した。その後、面削を行った後、下記の工程Ａ〜Ｄにより、最終的に仕上加工率６０％で幅５０ｍｍ、厚さ０.２ｍｍの板材を作製した。工程ＡおよびＣが本発明の対象となる製造工程、工程ＢおよびＤが本発明の適正条件を外れる製造工程である。なお、焼鈍後には酸洗、研磨、必要に応じて脱脂を施したが、下記において酸洗、研磨、脱脂の工程は省略してある。

〔工程Ａ〕
→冷間圧延（板厚０.５ｍｍ）→焼鈍（５５０℃×２ｈ保持後、２５０℃まで５０℃／ｈで冷却）→冷間圧延（板厚０.２ｍｍ）→低温焼鈍（３００℃×５〜３０ｓｅｃ）
〔工程Ｂ〕
→冷間圧延（板厚０.５ｍｍ）→焼鈍（５５０℃×２ｈ保持後、水冷）→冷間圧延（板厚０.２ｍｍ）→低温焼鈍（３００℃×５〜３０ｓｅｃ）
〔工程Ｃ〕
→冷間圧延（板厚２.０ｍｍ）→焼鈍（５５０℃×２ｈ保持後、２５０℃まで５０℃／ｈで冷却）→冷間圧延（板厚０.５ｍｍ）→連続焼鈍（６００℃×２０〜５０ｓｅｃ）→冷間圧延（板厚０.２ｍｍ）→低温焼鈍（３００℃×５〜３０ｓｅｃ）
〔工程Ｄ〕
→冷間圧延（板厚２.０ｍｍ）→焼鈍（５５０℃×２ｈ保持後、２５０℃まで５０℃／ｈで冷却）→冷間圧延（板厚０.５ｍｍ）→連続焼鈍（６５０℃×７０〜９０ｓｅｃ）→冷間圧延（板厚０.２ｍｍ）→低温焼鈍（３００℃×５〜３０ｓｅｃ）

製造性を確認するため、熱間圧延終了時の板材について目視観察により割れの有無を確認し、割れが認められないか、軽微であるため製造上問題ないものを○（良好）、割れがひどく後工程へ進めるのが困難なものを×（不良）と評価した。また、最終的に得られた板材（以下「供試材」という）について導電率、マトリクス中の固溶Ｎｉ濃度、引張強さ、応力緩和率、縦弾性係数、曲げ加工性を調べた。試験方法は以下のようにした。

〔導電率〕
ＪＩＳＨ０５０５に規定される方法で測定した。
〔マトリクス中の固溶Ｎｉ濃度〕
ＴＥＭ−ＥＤＳ（透過型電子顕微鏡）を用い、５００００倍の倍率で試料のＣｕマトリクスの部分に選択的に電子ビームを照射し、第二相からの情報を拾わないように配慮して定量分析を行った。分析に際しては、加速電圧を２００ｋＶ、スポットサイズを５ｎｍとした。

〔引張強さ〕
ＪＩＳ５号試験片を用いて圧延方向に平行方向（Ｌ方向）の引張試験をＪＩＳＺ２２４１に準拠して行うことにより求めた。
〔応力緩和率〕
応力緩和率の測定方法を図１に示す。供試材から幅１０ｍｍ、長さ１５０ｍｍの試験片（その長手方向がＴ方向のものとＬ方向のもの）を切り出し、それぞれの方向の試験片について、最大曲げ応力が４００Ｎ／ｍｍ²となるようにアーチ曲げした状態で固定し、大気中１５０℃で１０００時間保持した後の曲げ癖を応力緩和率として次式により算出した。
応力緩和率（％）＝（Ｌ₁−Ｌ₂）／（Ｌ₁−Ｌ₀）×１００
ただし、Ｌ₀：治具の長さ（ｍｍ）
Ｌ₁：試験開始時の試料長さ（ｍｍ）
Ｌ₂：試験後の試料端間の水平距離（ｍｍ）
Ｔ方向の応力緩和率Ｘ_T（％）とＬ方向の応力緩和率Ｘ_L（％）の値から、その差の絶対値｜Ｘ_T−Ｘ_L｜を求めた。｜Ｘ_T−Ｘ_L｜が≦３であれば極めて異方性が小さいと言える。なお、いずれの供試材においても（Ｘ_T−Ｘ_L）は正の値であった。

〔縦弾性係数〕
ＪＩＳ５号試験片を用いて圧延方向に直角方向（Ｔ方向）の引張試験をＪＩＳＺ２２４１に準拠して行うことにより求めた。
〔曲げ加工性〕
曲げ軸がＬ方向となるように１０ｍｍ×４０ｍｍの試験片を用いてＣＥＳＭ００２（通信機械工業会技術標準の規格）に準じた９０°Ｗ曲げ試験（試験荷重１.５Ｔｏｎ、Ｒ＝０.２ｍｍ）を行行い、曲げ試験後の試験片を樹脂に埋め、曲げ軸に垂直な断面を光学顕微鏡で観察し、割れが見られなかったものを○（良好）、割れが見られたものを×（不良）と評価した。
これらの結果を表１に示す。

表１からわかるように、再結晶化した状態から徐冷過程で新たな析出物を生成させた本発明例の供試材はいずれもＴ方向の応力緩和率Ｘ_Tが１０％以下を十分に満たし、かつ耐応力緩和特性の異方性｜Ｘ_T−Ｘ_L｜も３％以内と極めて良好であった。縦弾性係数は１４０ｋＮ／ｍｍ²以下と低く、他の諸特性についても満足できる高い値が維持された。

これに対し、比較例であるＮｏ.１０はＰ含有量が高く、Ｎｏ.１２はＳｎ含有量が高いため、熱間圧延割れが生じ、以降の工程に進むことが困難であった。Ｎｏ.１１およびＮｏ.２０はＰ含有量が少ないことによりＮｉ−Ｐ系析出物の総量が少なくなり、耐応力緩和特性の異方性を十分に抑制することができていない。Ｎｏ.１３およびＮｏ.１９はＮｉ含有量が高いことにより、耐応力緩和特性には優れるものの、固溶Ｎｉ量が多くなり、縦弾性係数が１４０ｋＮ／ｍｍ²を大きく上回った。Ｎｏ.１４〜１６は一般的な再結晶化焼鈍を行って、冷却過程で新たな析出物を生成させなかったものであり、耐応力緩和特性の異方性が大きかった。Ｎｏ.２１およびＮｏ.２２では、徐冷過程で新たな析出物を生成させた後に行う再結晶化焼鈍で６５０℃での保持時間が長かったためＮｉ−Ｐ系析出物の再固溶が起きてしまい、望ましい組織状態が失われ、その結果耐応力緩和特性の異方性が大きくなった。

応力緩和率の測定方法を示した図。

Claims

質量％でＮｉ：０.３〜１.５％、Ｓｎ：０.６〜２.０％、Ｐ：０.０３〜０.２％、残部実質的にＣｕの組成を有し、下記（Ａ）の熱処理を少なくとも１回以上行うことによって得られる組織を呈する銅合金。
（Ａ）４５０〜６００℃の再結晶状態から３００℃以下の温度域まで、４５０〜３００℃の平均冷却速度が１００℃／ｈ以下となるように徐冷することにより、その冷却過程において析出物を生成させる熱処理。
質量％でＮｉ：０.３〜１.５％、Ｓｎ：０.６〜２.０％、Ｐ：０.０３〜０.２％、残部実質的にＣｕの組成を有し、圧延方向に対し直角方向の応力緩和率Ｘ_Tが１０％以下で、かつ圧延方向に対し平行方向の応力緩和率Ｘ_L（％）と前記Ｘ_T（％）とが下記（１）式の関係を満たす銅合金。
｜Ｘ_T−Ｘ_L｜≦３ ……（１）
質量％でＮｉ：０.３〜１.５％、Ｓｎ：０.６〜２.０％、Ｐ：０.０３〜０.２％、残部実質的にＣｕの組成を有し、下記（Ａ）の熱処理を少なくとも１回以上行うことによって得られる組織を呈し、圧延方向に対し直角方向の応力緩和率Ｘ_Tが１０％以下で、かつ前記Ｘ_T（％）と圧延方向に対し平行方向の応力緩和率Ｘ_L（％）とが下記（１）式の関係を満たす銅合金。
（Ａ）４５０〜６００℃の再結晶状態から３００℃以下の温度域まで、４５０〜３００℃の平均冷却速度が１００℃／ｈ以下となるように徐冷することにより、その冷却過程において析出物を生成させる熱処理。
｜Ｘ_T−Ｘ_L｜≦３ ……（１）
さらにＺｎ：５％以下を含む組成を有する請求項１〜３に記載の銅合金。
マトリクス中の固溶Ｎｉ濃度が１.０質量％以下である請求項１〜４に記載の銅合金。
圧延方向に対し直角方向の縦弾性係数Ｅ_Tが１４０ｋＮ／ｍｍ²以下である請求項１〜５に記載の銅合金。
質量％でＮｉ：０.３〜１.５％、Ｓｎ：０.６〜２.０％、Ｐ：０.０３〜０.２％、残部実質的にＣｕの組成を有する銅合金の製造過程において、下記（Ａ）の再結晶化を伴う熱処理を少なくとも１回以上施すことを特徴とする銅合金の製造法。
（Ａ）４５０〜６００℃の再結晶状態から３００℃以下の温度域まで、４５０〜３００℃の平均冷却速度が１００℃／ｈ以下となるように徐冷することにより、その冷却過程において析出物を生成させる熱処理。
銅合金は、さらにＺｎ：５％以下を含む組成を有するものである請求項７に記載の銅合金の製造法。