JP2011102416A

JP2011102416A - 銅合金の製造方法

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Publication number: JP2011102416A
Application number: JP2009257557A
Authority: JP
Inventors: Naota Higami; 直太樋上; Irin Ko; 維林高
Original assignee: Dowa Metaltech Co Ltd
Current assignee: Dowa Metaltech Co Ltd
Priority date: 2009-11-10
Filing date: 2009-11-10
Publication date: 2011-05-26
Anticipated expiration: 2029-11-10
Also published as: JP5587593B2

Abstract

【課題】エネルギー効率よく比較的低温でもって脱ガス熱処理を効率的に行い、後工程での粒界割れの発生する恐れがないような銅合金の製造方法を提供する。
【解決手段】Ｎｉ、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｐ、Ｍｇ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ａｇの内少なくとも１種以上の元素を０．０１〜５質量％含有し、残部がＣｕと不可避不純物である銅合金材料を形成し、前記銅合金材料を３００℃〜７００℃で１〜３時間保持することで脱ガス熱処理を行い、脱ガス熱処理後の銅合金材料に熱間圧延、冷間圧延、熱処理を施すことによって銅合金を得る、銅合金の製造方法が提供される。
【選択図】図１

Description

本発明は、例えばリードフレームやコネクター等の電気・電子機器用部品に用いられる熱間加工性に優れた銅合金の製造方法に関する。

近年の電気・電子機器の高性能化・高密度化に伴い、例えばリードフレームやコネクター等の部品に用いられる銅合金条には、より優れた導電性と強度が必要とされており、この要求に応え得る合金として、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｐ、Ｍｇ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ａｇの内少なくとも１種以上の元素を０．０１〜５質量％含有し、残部がＣｕと不可避不純物である銅合金材料が知られている。

一方、一般に銅および銅合金には中間温度脆性と呼ばれるものが存在し、中高温域において、残留している水素等のガスの影響により、延性が著しく低下して加工が困難となり、粒界割れを起こし易くなる現象が知られている。例えばＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金ではこの現象が特に顕著であり、銅合金の製造における熱間圧延に先立つ加熱過程において粒界割れを起こし、後工程である焼鈍等の熱処理によって銅合金表面にフクレ等の不良が発生し、製造歩留まりが低下してしまう恐れがある。

そこで特許文献１には、銅合金材料を溶解し、この溶湯中に含まれる水素等のガスを不活性ガスで置換することで脱ガス処理を行い、中間温度脆性を抑制する銅合金の製造方法が開示されている。

特開２００１−７３０４５号公報

しかしながら、上記特許文献１に記載の銅合金の製造方法では、粒界割れの原因となる水素等のガスの脱ガス処理を、銅合金材料を溶解させた溶湯の状態で行うか、あるいは、熱間圧延の前に銅合金材料を融点程度の温度まで加熱しなくてはならず、エネルギー効率の面で効率的でないという問題点があった。

そこで、上記問題点に鑑み本発明の目的は、エネルギー効率よく比較的低温でもって脱ガス熱処理を効率的に行い、後工程での粒界割れの発生する恐れがないような銅合金の製造方法を提供することにある。

上記目的を達成するため、本発明によれば、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｐ、Ｍｇ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ａｇの内少なくとも１種以上の元素を０．０１〜５質量％含有し、残部がＣｕと不可避不純物である銅合金材料を形成し、前記銅合金材料を３００℃〜７００℃で１〜３時間保持することで脱ガス熱処理を行い、脱ガス熱処理後の銅合金材料に熱間圧延、冷間圧延、熱処理を施すことによって銅合金を得る、銅合金の製造方法が提供される。

また、別な観点からの本発明によれば、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｐ、Ｍｇ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ａｇの内少なくとも１種以上の元素を０．０１〜５質量％含有し、残部がＣｕと不可避不純物である銅合金材料を形成し、前記銅合金材料を４００℃〜６００℃で１〜２時間保持することで脱ガス熱処理を行い、脱ガス熱処理後の銅合金材料に熱間圧延、冷間圧延、熱処理を施すことによって銅合金を得る、銅合金の製造方法が提供される。

本発明によれば、エネルギー効率よく比較的低温でもって脱ガス熱処理を効率的に行い、後工程での粒界割れの発生する恐れがないような銅合金の製造方法が提供される。

（ａ）銅合金材料の脱ガス熱処理における水素放出速度と加熱温度の関係を示すグラフである。（ｂ）銅合金材料の脱ガス熱処理における水素放出量と加熱温度の関係を示すグラフである。（ａ）銅合金材料の脱ガス熱処理における水素放出速度と加熱時間の関係を示すグラフである。（ｂ）銅合金材料の脱ガス熱処理における水素放出量と加熱時間の関係を示すグラフである。

以下、本発明の実施の形態について説明する。前述したように、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｐ、Ｍｇ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ａｇの内少なくとも１種以上の元素を０．０１〜５質量％含有し、残部がＣｕと不可避不純物である銅合金材料には中間温度脆性と呼ばれるものが存在し、熱間圧延工程等の中高温域において、残留している水素等のガスの影響により、延性が著しく低下して加工が困難となり、粒界割れを起こし易くなる現象が知られている。また、通常、熱間圧延工程の後に、冷間圧延および熱処理の繰り返しで銅合金板材を作製するが、この熱処理後にフクレ不良の発生がみられ歩留まりを低下させることがある。

従来、粒界割れやフクレ不良発生の原因となる水素等の脱ガスを行うためには、銅合金材料を融点以上の温度まで加熱し、溶解させた状態で脱ガス処理を行うことが必要とされていた。しかしながら、本発明者らは、鋭意研究の結果、銅合金材料を熱間圧延する前に、その融点温度より低い温度である３００℃〜７００℃、好ましくは４００℃〜６００℃の条件下で１〜３時間もしくは１〜２時間程度保持しておく工程を行うことによって、銅合金材料に十分な脱ガス処理が施されることを発見し、本発明の実現に至った。なお、以下では銅合金材料を、その融点温度より低い温度で保持する工程を脱ガス熱処理と呼称する。

図１は、本発明者らが知見した銅合金材料の脱ガス熱処理における水素放出速度と加熱温度の関係（図１（ａ））および水素放出量と加熱温度の関係（図１（ｂ））を示すグラフである。なお、図１は室温から９００℃まで５℃／ｍｉｎおよび１０℃／ｍｉｎの昇温速度でもって昇温する条件下で銅合金材料を加熱した場合の水素放出速度および水素放出量を測定することで得られたデータである。

図１（ａ）に示すように、加熱時の銅合金材料からの水素放出は、約２００℃〜３００℃に加熱した状態殻始まり、約５００℃付近でピークとなり、約７００℃で水素の放出は終了する。また、昇温速度が５℃／ｍｉｎの場合と１０℃／ｍｉｎの場合を比較すると、水素放出速度のピーク値は５℃／ｍｉｎの時が１０℃／ｍｉｎの場合に比べ半分程度の値であり、ピーク値に対応する材料の温度が約３０℃程度低温側へシフトする。また、図１（ｂ）に示すように、約７００℃まで銅合金材料を加熱していくと昇温速度が５℃／ｍｉｎの場合も１０℃／ｍｉｎの場合もほぼ同じ水素放出量（図１（ｂ）中に示すように３．２ｗｔｐｐｍ）となる。また、ここで測定された約７００℃まで昇温した時の水素放出量は、同じ銅合金材料の水素放出量を例えば溶解法で測定した場合の水素放出量と同等の値であることから、昇温させることによって銅合金材料から放出された水素の量は、銅合金材料に含有される水素のほぼ全量であることが推定される。

また、図２は銅合金材料の脱ガス熱処理における水素放出速度と加熱時間の関係（図２（ａ））および水素放出量と加熱時間の関係（図２（ｂ））を示すグラフである。なお、図２は室温から９００℃まで５℃／ｍｉｎおよび１０℃／ｍｉｎの昇温速度でもって昇温する条件下で銅合金材料を異なる加熱時間でもって加熱した場合の水素放出速度および水素放出量を測定することで得られたデータである。

図２（ａ）に示すように、昇温速度が増加した場合（図２（ａ）中では５℃／ｍｉｎ→１０℃／ｍｉｎ）、水素放出速度は速くなる（図２（ａ）中では約２倍）。また、図２（ｂ）に示すように、昇温速度が増加した場合、水素放出速度が速くなるため水素放出終了時間については約半分程度に短縮されているが、最終的に法尾出される水素放出量は５℃／ｍｉｎの場合も１０℃／ｍｉｎの場合も同程度の量となっている。

即ち、図１および図２に示されるデータから昇温速度が異なる場合、水素放出終了時間は異なるものの、約７５０℃以上の温度域に到達すれば、昇温温度によらず、全水素放出量はほぼ同等の量となる。

以上説明した知見に基づき、以下のような方法でもって、脱ガス熱処理が効率的に行われ後工程での粒界割れやフクレ不良の発生する恐れがないような銅合金が製造される。先ず、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｐ、Ｍｇ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ａｇの内少なくとも１種以上の元素を０．０１〜５質量％含有し、残部がＣｕと不可避不純物である銅合金の原料を準備し、これらの原料を溶解させた後、鋳造を行い銅合金材料を形成する。次いで鋳造後の銅合金材料に上述した知見から得られた条件である３００℃〜７００℃で１〜３時間保持を行う、脱ガス熱処理を施して水素量１ｗｔｐｐｍ未満の銅合金材料が得られる。その後熱間圧延、冷間圧延と熱処理の繰り返し（ただし、熱処理とは再結晶焼鈍、低温焼鈍、溶体化処理、時効処理等を指す）を順次行うことによって水素量１ｗｔｐｐｍ未満の製品である銅合金が得られる。なお、ここでの脱ガス熱処理の条件は水素の放出が十分に行われる条件であれば適宜変更可能であり、例えば銅合金材料を４００℃〜６００℃の条件下で１〜２時間程度保持するような脱ガス熱処理を行うこととしても良い。

ここで、本発明における脱ガス熱処理によって、中間脆性の発生が抑制される理由としては、従来のように９００℃まで急速加熱した場合は、中間脆性温度域で鋳造中に生じた圧縮応力部に水素が集まり粒界割れを生じるが、上述したように、３００℃〜７００℃で１〜３時間保持した場合はこの圧縮応力部が緩和されるために水素中間脆性を抑制できると考えられる。

脱ガス熱処理を行うことで製造された銅合金は上記知見から明らかなように、脱ガス熱処理時に銅合金材料に含有される水素のほぼ全量が放出されているため、後工程の熱処理時に銅合金（材料）表面にフクレ等の不良が発生してしまう恐れが軽減される。そのため、製品として良質な銅合金を得ることが可能となる。また、従来行われていた、銅合金材料を溶解させた溶湯の状態で脱ガス熱処理を行う場合に比べ、本実施の形態では約３００℃〜７００℃の低温で銅合金材料を溶解させずに脱ガス熱処理を行うため、エネルギー効率の面で非常に優れている。また、従来のように溶湯状態での脱ガス熱処理を十分に行うためには、ある程度の真空雰囲気で行う必要があるため、設備コストの面でコスト高であり、本実施の形態で行う脱ガス熱処理はコストの面でも従来の方法に比べ優れている。
なお、脱ガス熱処理温度までの昇温、脱ガス熱処理から熱間圧延温度までの昇温については通常２〜５０℃／ｍｉｎ程度であるが特に規定する必要はない。

本発明の脱ガス処理による銅合金の製造方法は、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｐ、Ｍｇ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ａｇの内少なくとも１種以上の元素を０．０１〜５質量％含有し、残部がＣｕと不可避不純物である銅合金材料に適用される。
合金系としては、Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金（コルソン合金）、Ｆｅ−Ｐ系銅合金、Ｆｅ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金、Ｍｇ−Ｐ系銅合金、ベリリウム銅、チタン銅、Ｃｒ−Ｚｒ系銅合金などが好ましい。これらの合金系の元素に加えて合計で５質量％を超えない添加元素が加わっても良い。
上記合金は、コネクタやリードフレームなどの電子材料用途として使用されるが、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｐ、Ｍｇ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ａｇの内少なくとも１種以上の元素が０．１質量％未満であると、強度やばね性などが電子材料として低すぎるおそれがある。また、５質量％を超えると導電率や熱伝導率が低下が大きく、上記電子材料用途として使用される範囲が限られる。Ｎｉ、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｐ、Ｍｇ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ａｇの内少なくとも１種以上の元素を０．５〜５質量％含有することがさらに好ましい

以上、本発明の実施の形態の一例を説明したが、本発明は上記の形態に限定されない。当業者であれば、特許請求の範囲に記載された思想の範疇内において、各種の変更例または修正例に想到し得ることは明らかであり、それらについても当然に本発明の技術的範囲に属するものと了解される。

質量％で組成が１．６％Ｎｉ−０．４％Ｓｉ−０．５％Ｓｎ−０．４％Ｚｎ−残部Ｃｕである銅合金材料を溶解鋳造した後、鋳塊を寸法３０ｍｍ×５０ｍｍ×５０ｍｍに切り出し、以下の温度保持条件で脱ガス熱処理を行った。そして脱ガス熱処理後の水素濃度を、鋳塊の中心部（約５ｍｍ角）を切り出して熱伝導度法（堀場製作所製ＥＭＧＡ６２１Ｗ型）で測定した。

（実施例１）
試料（上記鋳塊）を室温の状態から１０℃／ｍｉｎの昇温速度でもって５００℃まで昇温させ、その５００℃の状態で試料を６０ｍｉｎ保持することで脱ガス熱処理を行った。そして脱ガス熱処理後の試料を３．３℃／ｍｉｎで９００℃まで昇温させ、次いで熱間圧延機で３０ｍｍから１０ｍｍまで圧延した。以上述べた工程を経た試料の水素濃度を測定した結果０．６ｗｔｐｐｍであった。
その後冷間圧延と熱処理（焼鈍）の繰り返しにより０．２ｍｍまで圧延した。このとき熱間圧延で割れは発生せず、また熱処理後もフクレの発生はみられなかった。なお、脱ガス熱処理後、熱間圧延を行わずに水冷した試料を作製して水素濃度を測定したが、上記熱間圧延後とほとんど（０．５ｗｔｐｐｍ）変わらなかった。

（実施例２）
試料（上記鋳塊）を室温の状態から１０℃／ｍｉｎの昇温速度でもって５００℃まで昇温させ、その５００℃の状態で試料を１２０ｍｉｎ保持することで脱ガス熱処理を行った。そして脱ガス熱処理後の試料を５℃／ｍｉｎで９００℃まで昇温させ、次いで熱間圧延機で３０ｍｍから１０ｍｍまで圧延した。以上述べた工程を経た試料の水素濃度を測定した結果０．５ｗｔｐｐｍであった。
この試料を、その後冷間圧延と熱処理（焼鈍）の繰り返しにより０．２ｍｍまで圧延した。このとき熱間圧延で割れは発生せず、また熱処理後もフクレの発生はみられなかった。なお、脱ガス熱処理後、熱間圧延を行わずに水冷した試料を作製して水素濃度を測定したが、上記熱間圧延後とほとんど（０．５ｗｔｐｐｍ）変わらなかった。

（比較例１）
比較例１として、脱ガス熱処理等を行う前の試料（上記鋳塊）の水素濃度を測定した結果、１．４ｗｔｐｐｍであった。
この試料を室温の状態から１０℃／ｍｉｎの昇温速度でもって９００℃まで昇温させ、次いで熱間圧延機で３０ｍｍから１０ｍｍまで圧延したところ、熱間圧延で試料全面に割れが発生した。以上述べた工程を経た試料（熱間圧延後）の水素濃度を測定した結果１．０ｗｔｐｐｍであった。

（比較例２）
比較例２として、試料（上記鋳塊）を室温の状態から１０℃／ｍｉｎの昇温速度でもって９００℃まで昇温させ３時間保持した後（すなわち途中の温度での保持することなしで、高温で脱ガス熱処理を行った。）、次いでこの試料を熱間圧延機で３０ｍｍから１０ｍｍまで圧延したところ、熱間圧延で圧延方向に周期的な割れが発生した。以上述べた工程を経た試料の水素濃度を測定した結果０．５ｗｔｐｐｍであった。

（実施例３）
質量％で組成が１．９％Ｂｅ−０．４％Ｃｏ−残部Ｃｕである銅合金原料を溶解鋳造して銅合金材を得、６５０℃で２時間保持する以外は実施例２と同様の方法で脱ガス熱処理を行った。そして脱ガス熱処理後の試料を５℃／ｍｉｎで９００℃まで昇温させ、次いで熱間圧延機で３０ｍｍから１０ｍｍまで圧延した。以上述べた工程を経た試料の水素濃度を測定した結果０．５ｗｔｐｐｍ（試料中心部）であった。
この試料を、その後冷間圧延と熱処理（焼鈍）の繰り返しにより０．２ｍｍまで圧延した。このとき熱間圧延で割れは発生せず、また熱処理後もフクレの発生はみられなかった。

（実施例４）
質量％で組成が０．４％Ｂｅ−１．９％Ｎｉ−残部Ｃｕである銅合金材料を溶解鋳造した以外は、実施例３と同様の方法で熱間圧延後の試料を作製した。この試料の水素濃度を測定した結果０．６ｗｔｐｐｍ（試料中心部）であった。
この試料を、その後冷間圧延と熱処理（焼鈍）の繰り返しにより０．２ｍｍまで圧延した。このとき熱間圧延で割れは発生せず、また熱処理後もフクレの発生はみられなかった。

（実施例５）
質量％で組成が０．３％Ｂｅ−２．０％Ｎｉ−０．５％Ａｌ−残部Ｃｕである銅合金材料を溶解鋳造した以外は、実施例３と同様の方法で熱間圧延後の試料を作製した。この試料の水素濃度を測定した結果０．７ｗｔｐｐｍ（試料中心部）であった。
この試料を、その後冷間圧延と熱処理（焼鈍）の繰り返しにより０．２ｍｍまで圧延した。このとき熱間圧延で割れは発生せず、また熱処理後もフクレの発生はみられなかった。

（実施例６）
質量％で組成が２．３％Ｆｅ−０．０３％Ｐ−残部Ｃｕである銅合金原料を溶解鋳造して銅合金材料を得、４００℃で２時間保持する以外は、実施例２と同様の方法で脱ガス熱処理を行った。そして脱ガス熱処理後の試料を５℃／ｍｉｎで９００℃まで昇温させ、次いで熱間圧延機で３０ｍｍから１０ｍｍまで圧延した。以上述べた工程を経た試料の水素濃度を測定した結果０．５ｗｔｐｐｍ（試料中心部）であった。
この試料を、その後冷間圧延と熱処理（焼鈍）の繰り返しにより０．２ｍｍまで圧延した。このとき熱間圧延で割れは発生せず、また熱処理後もフクレの発生はみられなかった。

（実施例７）
質量％で組成が１．８％Ｎｉ−０．５％Ｓｉ−０．５％Ｓｎ−１．０％Ｚｎ−残部Ｃｕである銅合金材料を溶解鋳造した以外は、実施例３と同様の方法で熱間圧延後の試料を作製した。この試料の水素濃度を測定した結果０．６ｗｔｐｐｍ（試料中心部）であった。
この試料を、その後冷間圧延と熱処理（焼鈍）の繰り返しにより０．２ｍｍまで圧延した。このとき熱間圧延で割れは発生せず、また熱処理後もフクレの発生はみられなかった。

（実施例８）
質量％で組成が２．７％Ｎｉ−０．７％Ｓｉ−０．５％Ｓｎ−０．５％Ｚｎ−残部Ｃｕである銅合金材料を溶解鋳造した以外は、実施例３と同様の方法で熱間圧延後の試料を作製した。この試料の水素濃度を測定した結果０．７ｗｔｐｐｍ（試料中心部）であった。
この試料を、その後冷間圧延と熱処理（焼鈍）の繰り返しにより０．２ｍｍまで圧延した。このとき熱間圧延で割れは発生せず、また熱処理後もフクレの発生はみられなかった。

（実施例９）
質量％で組成が１．８％Ｎｉ−０．４％Ｓｉ−０．１％Ｓｎ−１．１％Ｚｎ−０．０１％Ｍｇ−残部Ｃｕである銅合金材料を溶解鋳造した以外は、実施例３と同様の方法で熱間圧延後の試料を作製した。この試料の水素濃度を測定した結果０．６ｗｔｐｐｍ（試料中心部）であった。
この試料を、その後冷間圧延と熱処理（焼鈍）の繰り返しにより０．２ｍｍまで圧延した。このとき熱間圧延で割れは発生せず、また熱処理後もフクレの発生はみられなかった。

（実施例１０）
質量％で組成が０．２２％Ｆｅ−０．１３％Ｍｇ−０．１０％Ｐ−残部Ｃｕである銅合金材料を溶解鋳造した以外は、実施例３と同様の方法で熱間圧延後の試料を作製した。この試料の水素濃度を測定した結果０．６ｗｔｐｐｍ（試料中心部）であった。
この試料を、その後冷間圧延と熱処理（焼鈍）の繰り返しにより０．２ｍｍまで圧延した。このとき熱間圧延で割れは発生せず、また熱処理後もフクレの発生はみられなかった。

（実施例１１）
質量％で組成が０．７％Ｍｇ−０．００５％Ｐ−残部Ｃｕである銅合金材料を溶解鋳造した以外は、実施例３と同様の方法で熱間圧延後の試料を作製した。この試料の水素濃度を測定した結果０．６ｗｔｐｐｍ（試料中心部）であった。
この試料を、その後冷間圧延と熱処理（焼鈍）の繰り返しにより０．２ｍｍまで圧延した。このとき熱間圧延で割れは発生せず、また熱処理後もフクレの発生はみられなかった。

（実施例１２）
質量％で組成が３．２％Ｔｉ−０．２％Ｆｅ−残部Ｃｕである銅合金材料を溶解鋳造した以外は、実施例３と同様の方法で熱間圧延後の試料を作製した。この試料の水素濃度を測定した結果０．８ｗｔｐｐｍ（試料中心部）であった。
この試料を、その後冷間圧延と熱処理（焼鈍）の繰り返しにより０．２ｍｍまで圧延した。このとき熱間圧延で割れは発生せず、また熱処理後もフクレの発生はみられなかった。

（実施例１３）
質量％で組成が０．３％Ｃｒ−０．２５％Ｓｎ−０．２％Ｚｎ−残部Ｃｕである銅合金材料を溶解鋳造した以外は、実施例３と同様の方法で熱間圧延後の試料を作製した。この試料の水素濃度を測定した結果０．７ｗｔｐｐｍ（試料中心部）であった。
この試料を、その後冷間圧延と熱処理（焼鈍）の繰り返しにより０．２ｍｍまで圧延した。このとき熱間圧延で割れは発生せず、また熱処理後もフクレの発生はみられなかった。

（実施例１４）
質量％で組成が０．５％Ｃｒ−０．１％Ａｇ−０．０８％Ｆｅ−０．０６％Ｔｉ−０．０３％Ｓｉ−残部Ｃｕである銅合金材料を溶解鋳造した以外は、実施例３と同様の方法で熱間圧延後の試料を作製した。この試料の水素濃度を測定した結果０．８ｗｔｐｐｍ（試料中心部）であった。
この試料を、その後冷間圧延と熱処理（焼鈍）の繰り返しにより０．２ｍｍまで圧延した。このとき熱間圧延で割れは発生せず、また熱処理後もフクレの発生はみられなかった。

（実施例１５）
質量％で組成が０．３％Ｃｒ−０．１５％Ｚｒ−残部Ｃｕである銅合金材料を溶解鋳造した以外は、実施例３と同様の方法で熱間圧延後の試料を作製した。この試料の水素濃度を測定した結果０．８ｗｔｐｐｍ（試料中心部）であった。
この試料を、その後冷間圧延と熱処理（焼鈍）の繰り返しにより０．２ｍｍまで圧延した。このとき熱間圧延で割れは発生せず、また熱処理後もフクレの発生はみられなかった。

（実施例１６）
質量％で組成が０．１５％Ｚｒ−残部Ｃｕである銅合金材料を溶解鋳造した以外は、実施例３と同様の方法で熱間圧延後の試料を作製した。この試料の水素濃度を測定した結果０．９ｗｔｐｐｍ（試料中心部）であった。
この試料を、その後冷間圧延と熱処理（焼鈍）の繰り返しにより０．２ｍｍまで圧延した。このとき熱間圧延で割れは発生せず、また熱処理後もフクレの発生はみられなかった。

（実施例１７）
質量％で組成が０．３％Ｃｒ−０．３Ｓｎ−０．２％Ｚｎ−残部Ｃｕである銅合金材料を溶解鋳造した以外は、実施例３と同様の方法で熱間圧延後の試料を作製した。この試料の水素濃度を測定した結果０．５ｗｔｐｐｍ（試料中心部）であった。
この試料を、その後冷間圧延と熱処理（焼鈍）の繰り返しにより０．２ｍｍまで圧延した。このとき熱間圧延で割れは発生せず、また熱処理後もフクレの発生はみられなかった。

（比較例３）
実施例３の合金組成である以外は比較例１と同様の方法で熱間圧延後の試料を作製した。この試料の水素濃度を測定した結果３．０ｗｔｐｐｍ（試料中心部）であった。また、熱間圧延で割れが発生した。

（比較例４）
実施例６の合金組成である以外は比較例１と同様の方法で熱間圧延後の試料を作製した。この試料の水素濃度を測定した結果２．８ｗｔｐｐｍ（試料中心部）であった。また、熱間圧延で割れが発生した。

（比較例５）
実施例７の合金組成である以外は比較例１と同様の方法で熱間圧延後の試料を作製した。この試料の水素濃度を測定した結果２．９ｗｔｐｐｍ（試料中心部）であった。また、熱間圧延で割れが発生した。

（比較例６）
実施例１０の合金組成である以外は比較例１と同様の方法で熱間圧延後の試料を作製した。この試料の水素濃度を測定した結果２．９ｗｔｐｐｍ（試料中心部）であった。また、熱間圧延で割れが発生した。

（比較例７）
実施例１２の合金組成である以外は比較例１と同様の方法で熱間圧延後の試料を作製した。この試料の水素濃度を測定した結果３．０ｗｔｐｐｍ（試料中心部）であった。
この試料を熱間圧延機で３０ｍｍから１０ｍｍまで圧延したところ、熱間圧延で割れが発生した。

（比較例８）
実施例１３の合金組成である以外は比較例１と同様の方法で熱間圧延後の試料を作製した。この試料の水素濃度を測定した結果３．１ｗｔｐｐｍ（試料中心部）であった。また、熱間圧延で割れが発生した。

（比較例９）
実施例１５の合金組成である以外は比較例１と同様の方法で熱間圧延後の試料を作製した。この試料の水素濃度を測定した結果２．９ｗｔｐｐｍ（試料中心部）であった。また、熱間圧延で割れが発生した。

上記各実施例の測定結果と各比較例との比較により本発明にかかる脱ガス熱処理によって、試料からの十分な水素ガスの放出が実現されていることが分かった。

本発明は、例えばリードフレームやコネクター等の電気・電子機器用部品に用いられる熱間加工性に優れた銅合金の製造方法に適用できる。

Claims

Ｎｉ、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｐ、Ｍｇ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ａｇの内少なくとも１種以上の元素を０．０１〜５質量％含有し、残部がＣｕと不可避不純物である銅合金材料を形成し、
前記銅合金材料を３００℃〜７００℃で１〜３時間保持することで脱ガス熱処理を行い、
脱ガス熱処理後の銅合金材料に熱間圧延、冷間圧延、熱処理を施すことによって銅合金を得る、銅合金の製造方法。
Ｎｉ、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｐ、Ｍｇ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ａｇの内少なくとも１種以上の元素を０．０１〜５質量％含有し、残部がＣｕと不可避不純物である銅合金材料を形成し、
前記銅合金材料を４００℃〜６００℃で１〜２時間保持することで脱ガス熱処理を行い、
脱ガス熱処理後の銅合金材料に熱間圧延、冷間圧延、熱処理を施すことによって銅合金を得る、銅合金の製造方法。