JP2012162782A - 高強度銅合金材及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】本発明の目的は、溶体化処理後の冷却速度が低下しても優れた機械的特性、導電率、曲げ加工性を兼備した高強度銅合金材及びその製造方法を提供することにある。
【解決手段】本発明は、質量で、２.０〜３.５％のＮｉ及び０.５〜１.０％のＳｉを含み、Ｎｉ/Ｓｉ比が３.５〜４.５であり、残部がＣｕと不可避的不純物からなる銅合金材において、小角散乱法を用いて評価した析出物はその平均直径が２ｎｍ〜３.５ｎｍ及び直径の個数分布における規格化分散が４０％以下であり、Ｗ曲げ試験で割れが発生しない曲げ最小半径Ｒを板厚ｔで除した値(Ｒ/t)が１.０以下、更に、好ましくはＳｎ０.０１〜０.０５％、Ｍｇ０.０２〜０.１％、Ｍｎ０.０１〜０.７％、Ａｇ０.０１〜０.５％及びＺｎ０.１〜１.９％の少なくとも１種を含有することを特徴とする高強度銅合金材にある。
【選択図】図１

Description

本発明は、良好な強度、導電率、曲げ加工性を有する高強度銅合金材及びその製造方法に係り、特に、電気・電子部品用高強度銅合金及びその製造方法に関する。

リードフレーム、コネクタ等の電気・電子部品用銅合金には高い導電率が要求される。さらに、近年、電気・電子機器において小型・薄型化及び軽量化が進行している。それに伴い、小型・薄型化及び軽量化された電気・電子機器において使用される部品の小型化も進行している。このような部品の小型化を実現するためには素材が薄肉であっても、機器内の電気接続の信頼性を保つ必要からより高いばね性を持った素材が要求されている。

この高いばね性を確保するためには、素材の引張強さ、０.２％耐力(以下機械的強度と称す)を十分に高める必要がある。この様な用途に用いられる素材としてＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金(コルソン合金)が挙げられる。Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金はδＮｉ２Ｓｉ(以下、δと称す)相を強化相とする析出強化型の合金である。δ相を析出させることで４０％ＩＡＣＳ前後の導電率、低ベリリウム銅に近い機械的強度を発揮することができる。さらに、ベリリウム銅に比べて低コストでの製造が可能であり、電気・電子部品用銅合金を安価に提供できるといった特徴を挙げられる。

Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金に関する特許はこれまで各社から多くの特許が公開されている。代表的な特許として特許文献１を挙げられる。δ相をより微細に、高密度に分散させることで高強度化させた特許文献２などが挙げられる。さらに、Ｔｉを添加することで、母相の結晶粒径を微細化させて高強度化させた特許文献３などの例を挙げることができる。

特許文献１には、Ｎｉ２〜４.８ｍａｓｓ％、Ｓｉ０.２〜１.４ｍａｓｓ％、Ｍｇ０.０５〜０.４５ｍａｓｓ％、残部Ｃｕからなり、（Ｎｉ/Ｓｉ）比が３.９７〜４.８８である銅合金が示され、実施例ＩＩＩに熱間圧延後、冷間圧延し、８３０℃で４.５分間焼鈍を行ない、次いで冷間圧延し、８３０℃で４.５分間焼鈍を行ない、次いで、５２５℃で４時間の過時効焼鈍を行ない、冷間圧延することが示されている。

特許文献２には、Ｎｉ４〜５ｍａｓｓ％、Ｓｉ０.８〜１.０ｍａｓｓ％を含み、残部Ｃｕからなり、（Ｎｉ/Ｓｉ）比が４〜５である銅合金が示され、熱間圧延後、溶体化処理後に、冷間圧延し、４００〜５００℃で、０.５〜１０時間の時効硬化処理を行ない、Ｎｉ_２Ｓｉ析出物の平均粒径が３〜１０ｎｍであることが示されている。

特許文献３には、Ｎｉ０.４〜４.０ｍａｓｓ％、Ｓｉ０.０５〜１.０ｍａｓｓ％、Ｔｉ０.００５〜１.０ｍａｓｓ％を含み、残部Ｃｕからなり、（Ｎｉ/Ｓｉ）比が主に３.３６〜５.０である銅合金が示され、熱間圧延後、冷間圧延し、７００〜９００℃で溶体化処理後に、冷間圧延し、
４５０℃で、４時間の時効硬化処理を行ない、Ｎｉ_２Ｓｉ析出物の粒径が５０〜２００ｎｍであることが示されている。

特開昭６１−２５０１３４号公報 特開２００５−８９８４３号公報 特開２００８−７５１５２号公報

特許文献１においては、時効処理後に冷間圧延を行うも、Ｎｉ_２Ｓｉ析出物の平均厚さについても全く示されていなく、又、焼鈍における保持時間が長く、その冷却速度、時効処理における昇温及び冷却等については示されていない。

強度、導電率、曲げ加工性の両立に着目した特許としては特許文献２、３を挙げられる。特許文献２ではδ相の平均粒径を３〜１０ｎｍにするとともに、粒間隔を２５ｎｍ以下として、析出物の分散状態を制御している。しかし、Ｎｉ、Ｓｉ量が多いため導電率が低くなる。

特許文献３ではＴｉを添加することで５０〜２００ｎｍサイズのＴｉ含有化合物を分散させ、これをピン止め粒として作用させることで母相の結晶粒径を微細化させることで良好な０.２％耐力、導電率、Ｒ/ｔを得ている。しかし、Ｔｉを添加した場合、機械的強度と曲げ加工性は溶体化後の冷却速度の影響を強く受け、冷却速度が遅くなると特性が低下する。量産工程にて製造されるような体積が大きい銅合金においてはその冷却速度は小さくなる傾向にあり、特性低下の原因となりやすい。

又、引用文献２及び３においては、冷間圧延後の溶体化処理を７５０〜１０００℃で、３０秒加熱し、水中急冷し、その後に冷間圧延し、次いで時効処理を行うもので、溶体化処理における保持時間が短く、その冷却速度、時効処理における昇温及び冷却等については示されていない。

本発明の目的は、溶体化処理後の冷却速度が低下しても優れた機械的特性、導電率、曲げ加工性を兼備した高強度銅合金材及びその製造方法を提供することにある。

本発明は、質量で、２.０〜３.５％のＮｉ及び０.５〜１.０％のＳｉを含み、Ｎｉ/Ｓｉ比が３.５〜４.５であり、残部がＣｕと不可避的不純物からなる銅合金材において、小角散乱法を用いて評価した析出物は、その平均直径が２ｎｍ〜３.５ｎｍ及び直径の個数分布における規格化分散が４０％以下であり、かつ、Ｗ曲げ試験で割れが発生しない曲げ最小半径Ｒを板厚ｔで除した値(Ｒ/t)が１.０以下であることを特徴とする高強度銅合金材にある。

本発明は、さらに、質量で、０.０１〜０.０５％のＳｎ、０.０２〜０.１％のＭｇ、０.０１〜０.７％のＭｎ、０.０１〜０.５％のＡｇ及び０.１〜１.９％のＺｎの１種以上を含有することを特徴とする。

本発明の高強度銅合金材は、質量で、２.０〜３.５％のＮｉ及び０.５〜１.０％のＳｉを含み、Ｎｉ/Ｓｉ比が３.５〜４.５であり、残部がＣｕと不可避的不純物からなる銅合金材は、その０.２％耐力が７７０ＭＰａ以上、導電率４０％ＩＡＣＳ以上、Ｗ曲げ試験で割れが発生しない曲げ最小半径ｒを板厚ｔで除した値(Ｒ/ｔ)が１.０以下であることを特徴とする。

本発明は、質量で、Ｎｉ２.０〜３.５％及びＳｉ０.５〜１.０％を含み、前記Ｎｉ/Ｓｉ比が３.５〜４.５であり、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなる銅合金材からなる素材を、熱間加工後に冷間圧延加工し、次いで溶体化処理及び時効処理を行った後、冷間圧延加工を行うことを特徴とする高強度銅合金材の製造方法にある。

前記溶体化処理工程が８００〜９００℃で１分〜３分保持した後、１０℃/秒以上の冷却速度で冷却するものであること、前記時効処理工程における温度が４２０〜４８０℃の範囲の温度であり、又、前記時効処理工程が、２℃/分以上の平均速度で保持温度まで昇温した後、４２０〜４８０℃の範囲の温度であるＴ℃において、下記（式1）に示される
指数=(Ｔ+２７３）×｛２０＋ｌｏｇ（ｔ）｝・・・・・・(式1)
指数が１４８００〜１５３００となるt時間保持した後、３００℃まで１０℃/分以上の平均冷却速度で冷却するものである。

本発明の高強度銅合金材の製造方法においては、さらに、質量で、０.０１〜０.０５％のＳｎ、０.０２〜０.１％のＭｇ、０.０１〜０.７％のＭｎ、０.０１〜０.５％のＡｇ及び０.１〜１.９％のＺｎの１種以上を含有することを特徴とする。

前記銅合金材からなる鋳塊を前記素材として熱間押出加工後、冷間圧延し、次いで前記溶体化処理工程を有することが好ましい。
(銅合金材の合金組成について)
本発明において、銅合金材を構成する合金成分の添加理由と限定理由を以下に説明する。
(Ｎｉ、Ｓｉ)
Ｎｉ及びＳｉは、これらを主成分とする金属間化合物を材料中に析出、分散させるために添加する。この金属間化合物が析出することによって材料の機械的強度やバネ性が高まるとともに良好な導電率を保つことができる。この含有量が少ないと金属間化合物を十分に分散できず、高い強度を得ることができない。一方、含有量が多くても著しい機械的強度の改善が見られないばかりか、鋳造性が低下し、製造が困難になる。

本発明においては、Ｎｉ含有量を２.０〜３.５ｍａｓｓ％及びＳｉ含有量を０.５〜１.０ｍａｓｓ％を含み、かつ、Ｎｉ/Ｓｉｍａｓｓ比を３.５〜４.５、好ましくは、Ｎｉ含有量を２.５〜３.５ｍａｓｓ％、Ｓｉ含有量を０.５〜０.９ｍａｓｓ％、Ｎｉ/Ｓｉｍａｓｓ比を４.０〜４.５に規定することにより、効果的に高い強度と良好な曲げ加工性を両立させることができる。
(Ｓｎ、Ｍｇ)
Ｓｎ及びＭｇは、Ｃｕ母相を固溶強化させるために添加する。これらの添加量が少ないと、十分な機械的特性、ばね性が得られない。一方、添加量が多すぎると、溶体化処理後の冷却速度の影響を受け、機械的強度が低下する原因となる。

本発明においては、Ｓｎ含有量を０.０１〜０.０５ｍａｓｓ％、Ｍｇ含有量を０.０２〜０.１ｍａｓｓ％、好ましくはＳｎ含有量を０.０１〜０.０３ｍａｓｓ％、Ｍｇ含有量を０.０２〜０.０８ｍａｓｓ％に規定することにより、高強度を実現できる。
(Ｍｎ)
上記の元素に加えて、Ｍｎを０.０１〜０.７ｍａｓｓ％で含有させた場合、曲げ加工性を改善できる。Ｍｎ添加量が多すぎる場合は導電率の低下などの原因となる。本発明においては、Ｍｎ含有量を０.０１〜０.７ｍａｓｓ％、好ましくは０.０１〜０.１ｍａｓｓ％に規定することにより、高強度、高導電率とともに、良好な曲げ加工性を実現できる。
(Ａｇ)
Ａｇは、０.０１〜０.５ｍａｓｓ％含有させた場合、耐熱性を高めることができる。これによって、低Ｓi濃度でも高い強度を達成することができる。Ａｇ添加量が多すぎる場合は溶体化処理後の冷却速度の影響を強く受け、機械的強度低下の原因となる。本発明においては、Ａｇ含有量を０.０１〜０.５ｍａｓｓ％、好ましくは０.１〜０.５ｍａｓｓ％に規定することにより高強度化が実現できる。
(Ｚｎ)
Ｚｎは、０.１〜１.９ｍａｓｓ％含有させた場合、めっき密着性やはんだ濡れ性、耐マイグレーションといった端子・コネクタ用材料に要求される副次的な特性を向上させることができる。Ｚｎ含有量が多すぎる場合は導電率の低下、溶体化処理後の冷却速度の影響を強く受け機械的強度低下などの原因になる。

本発明においては、Ｚｎ含有量を０.１〜１.９ｍａｓｓ％、好ましくは０.２〜１.８ｍａｓｓ％、より好ましくは０.５〜１.５ｍａｓｓ％に規定することにより、良好な導電率、機械的強度とともにめっき密着性などの副次的な特性を良好にすることができる。
(析出物のサイズ分布)
次に、本発明の銅合金材を小角散乱法にて評価した結果得られた析出物の形態・分布について詳述する。小角散乱法は散乱角２〜３０以下で得られる散乱強度を解析して散乱体の形状・分布を定量化する手法である。この散乱角領域では固溶、歪、結晶子などの影響を含ない、母相中に分散した散乱体の形態・分布に影響を受けた散乱強度が得られる。コルソン合金の場合この散乱体は析出強化に寄与するδ相と考えられる。δ相は微細・高密度に分散するほど母相が強化される。このδ相を定量的に評価し、制御することでより高強度の銅合金を製造することができる。

本発明では析出物の定量化のために、小角散乱法を用いた。小角散乱法による分析結果を解析するにあたりモデリングした析出物の形状は円筒形であり、この形状はサンプルを透過電子顕微鏡にて観察した結果を踏まえて決定した。なお、小角散乱法では円筒形モデルのほか球状モデルなど他の形状モデルによる解析も可能であり、その場合、本発明と同じ測定結果でも散乱体のサイズ分布は異なる値を示す。そのため、散乱体のサイズ分布が異なる結果でも、本発明の解析条件を用いて解析した結果、本発明において規定した散乱体サイズ分布範囲と一致した場合は同一の発明と言える。

本発明においては、析出物のサイズ分布を平均直径２.０ｎｍ〜３.５ｎｍ、平均厚み０.６ｎｍ〜１.３ｎｍ、かつ、直径の個数分布における規格化分散４０％以下、好ましくは平均直径２.０ｎｍ〜２.５ｎｍ、平均厚み０.６ｎｍ〜１ｎｍ、直径の個数分布おける規格化分散を３５％以下に規定することによって高強度銅合金材が得られる。
(銅合金材の引張強さ、０.２５％耐力、導電率及びＲ/ｔの評価)
上記組成からなる銅合金材を用いて、適切な条件下で加工処理及び熱処理を行なうことで、０.２％耐力が７７０ＭＰａ以上、導電率４０％ＩＡＣＳ以上を有し、Ｗ曲げ試験で割れが発生しない曲げ最小半径Ｒを板厚ｔで除した値(Ｒ/ｔ)が０〜１.０になる銅合金材を得ることができる。ここで、０.２％耐力が７７０ＭＰａ以上であるということは、低ベリリウム銅に匹敵する強度を有するということである。これらの値は、電子・電気部品として実用上に問題を生じない高いバネ性を確保するための強度として十分な値となる。

Ｗ曲げ試験は、ＪＩＳ Ｈ３１１０、ＪＩＳ Ｈ３１３０及び日本伸銅協会の技術標準ＪＣＢＡ Ｔ３０７に規定された銅合金条の曲げ加工性を評価する試験方法である。曲げ部表面に割れが観察される曲げ最小半径Ｒを板厚ｔで除した値Ｒ/ｔが、０〜１.０になる曲げ加工性があれば、銅合金材は、電子・電気部品として実用上に問題を生じない良好な曲げ加工性を持った材料として評価される。望ましくは、Ｒ/ｔの値が０〜０.５の範囲になることが好適である。
(銅合金の製造方法)
本発明の銅合金材は上述の銅合金組成を有する銅合金を素材として形成した後、熱間圧延加工、冷間圧延加工、溶体化及び時効処理を組み合わせて所望形状の銅合金材を形成する際、溶体化処理を８００〜９００℃で１分〜３分保持した後、１０℃/秒以上の冷却速度で冷却し、時効処理を２℃/分以上の平均昇温速度で保持温度まで昇温下後、４２０〜４８０℃の範囲に含まれる温度Ｔ℃において、下記（式１）に示される指数が１４８００〜１５３００となるｔ時間を保持し、その後、３００℃まで１０℃/分以上の平均冷却速度で冷却するものである。

指数=(Ｔ+２７３）×｛２０＋ｌｏｇ（ｔ）｝・・・・・・(式1)
又、本発明においては、最後の時効処理後に、肉厚減少率で１５〜２５％の冷間圧延加工を行うことが好ましい。

以下、銅合金材の製造工程を、工程ごとに詳述する。
(圧延加工)
前記銅合金を素材として形成した後、銅合金材の板厚をより薄くするために、必要に応じて熱間圧延や冷間圧延などの圧延加工処理を行う。なお、冷間圧延加工の途中に、加工硬化による内部ひずみを取り除き組織を軟化させ展延性を向上させる目的で焼鈍処理を加えても良い。
(溶体化処理)
次に、上記組成を持つ銅合金材を、溶体化処理をする。ここで溶体化処理時の加熱は鋳造工程で生じた銅合金材中の晶出物や析出物を母相中に固溶させる目的を有する。この溶体化処理により、この後の時効処理で生成する析出物の分布状態をより均一かつ微細な望ましい状態にすることができる。溶体化温度を８００〜９００℃、保持時間を１分〜３分、平均冷却速度を１０℃/秒以上に規定する。その溶体化条件は、溶体化温度を８００〜８５０℃、保持時間を１分〜３分、平均冷却速度を１００℃/秒以上に規定することが好ましい。

溶体化温度を８００℃よりも低くすると、晶出物等の固溶効果が小さくなり、時効処理後に生成する析出物の数密度が減少する原因となる。析出物の数密度の減少によって最終材の強度が低下する。溶体化温度を９００℃よりも高くすると、晶出物等の固溶効果は大きくなるものの母相の結晶粒径粗大化の原因となり、やはり最終材の強度低下の原因となる。なお、平均冷却速度とは保持温度と３００℃の温度差を冷却に要した時間で除した値である。

溶体化処理における加熱保持時間は、１分より少ないと曲げ加工性Ｒ/ｔが１.０よりも大きくなりＷ曲げ評価において不合格となり、又、３分より長いと同様に曲げ加工性Ｒ/ｔが１.０よりも大きくなりＷ曲げ評価において不合格となる。従って、本発明における溶体化処理における加熱保持時間は、１分〜３分とすることによって０.２％耐力が７７０ＭＰａ以上、導電率が４０％ＩＡＣＳ以上、曲げ加工性Ｒ/ｔが１.０以下の優れた特性を併せ持った高強度銅合金材が得られるものである。

又、本発明の溶体化処理における加熱は、塩浴炉ほか連続焼鈍炉を用いることによって行うことによって短時間の加熱が行うことができ、特に材料の曲げ加工性に対する影響を少なくできる。

更に、本発明の溶体化処理における加熱は、材料の厚さを０.５ｍｍ以下の厚さまで冷間加工を行うことによってそのような短時間の加熱が可能となる。
(時効処理における温度及び処理時間)
溶体化処理した合金材を時効処理する。この工程は析出強化に寄与する微細な析出物を多数分散させるために行う。これにより、銅合金材の導電率とばね性を向上させることができる。時効処理の温度(Ｔ℃)を４２０〜４８０℃に規定する。

微細な析出物を析出させるという点では低温で長い時間加熱させることが好ましいものの、４２０℃より小さいと、金属間化合物の析出に非常に多くの時間がかかり、量産に向かない。

一方、析出を促進させるという点では温度を上げることが好ましいものの、４８０℃より大きいと、析出する金属間化合物のサイズが粗大になり、析出強化に有効な析出物サイズを得ることができず、高い強度が得られない。時効処理の温度は４３０〜４７０℃がより好ましい。

なお、溶体化処理と時効処理の間には析出物の生成を促進させる目的で冷間加工を加えても良い。冷間加工を加えることで点欠陥や転位などを導入する。これらは核生成サイトとして作用することで析出物の生成を促進させる効果がある。

所望の析出物を得るためには、温度と共に時間ｔ(時間)を規定することが必要である。そのため、時効処理などの熱活性過程を伴う現象に対してよく用いられるＬａｒｓｏｎ−Ｍｉｌｌｅｒ指数(式1)にて時間条件を設定した。前述の指数（式1）に従がって処理温度と加熱時間条件を設定した場合、指数が１４８００〜１５３００となるｔ時間にて時効処理を行う。この範囲よりも短時間の条件では、析出物が十分に生成しないために十分な導電率や機械的強度を得ることができない。一方、この範囲より長時間の条件では、一度の時効処理で一気に析出が進行して析出物が粗大化し、機械的強度が低下する恐れがある。なお、指数は１４８００〜１５０００がより好ましい。
（時効処理における昇温・降温速度）
また、析出物のサイズを従来よりも高度に制御するためには時効処理の温度保持時間のみに限らず、昇温、降温時間も厳密に管理する必要がある。特に３００℃以上の昇温速度は極めて重要である。

時効処理は２℃/分以上の平均昇温速度で保持温度まで昇温する。なお、平均昇温速度とは３００℃と保持温度までの温度差を昇温するのに要した時間で除した値である。昇温速度を２℃/分より遅くすると、後の保持、降温過程と合わせた全体の熱処理時間が長くなる。これによって、析出物粗大化の原因となり、高い強度が得られない。時効処理の昇温速度は好ましくは５℃/分以上、より１０℃/分以上が好ましい。

時効処理は１０℃/分以下の平均冷却速度で３００℃まで降温する。平均冷却速度とは保持温度から３００℃までの温度差を冷却するのに要した時間で除した値である。冷却速度を１０℃/分より遅くすると昇温過程と同様に、全体の熱処理時間が長くなる。この結果、析出物粗大化の原因となり、高い強度が得られない。時効処理の冷却速度は１００℃/分以上であればより好ましい。

本発明の銅合金材の製造工程は上記時効処理工程の後に調質のために、冷間加工、熱処理工程を加えても良い。

本発明によれば、０.２％耐力が７７０ＭＰａ以上、導電率が４０％ＩＡＣＳ以上、曲げ加工性Ｒ/ｔが１.０以下の優れた特性を併せ持った高強度銅合金材及びその製造方法を提供することができる。

本発明の一実施形態における銅合金材の製造工程を示すフロー図である。 Ｘ線小角散乱法による測定結果を示すグラフである。 析出物をＮｉ_２Ｓｉ、形状をアスペクト比３(直径／厚さ)の円柱と仮定して析出物を解析した結果、横軸を平均直径(２Ｒ)、縦軸を正規化した頻度とした析出物サイズ分布を示すグラフである。

以下、本発明を実施例に基づいてさらに詳しく説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。

図１は、本発明の実施に係る銅合金材の製造工程フローを示す図である。本実施形態における銅合金材は表１に示す銅合金組成を有する銅合金を素材として溶解・鋳造にて形成した後、熱間圧延加工、冷間圧延加工、溶体化及び時効処理を組み合わせて所望形状の銅合金材を形成する際、溶体化処理を８００〜９００℃で０.５分〜１０分保持した後、１〜１００℃/秒以上の冷却速度で冷却し、時効処理を０.５〜１０℃/分以上の平均昇温速度で保持温度まで昇温下後、４００〜５００℃の範囲に含まれる温度Ｔ℃において、下記（式１）に示される指数が１４３８９〜１５４６０となるｔ時間を保持し、その後、３００℃まで１〜１００℃/分以上の平均冷却速度で冷却したものである。

表１は、実施例１〜１６及び比較例１〜１８の合金組成（ｍａｓｓ％）を示し、表２はこれらの銅合金について溶体化処理及び時効処理の昇温速度、時効処理温度、時効処理時間、指数、冷却速度の各条件にて製造したものである。製造した銅合金について、Ｘ線小角散乱法を用いて評価した散乱体(析出物)の平均直径（ｎｍ）、平均厚さ(ｎｍ)、散乱体直径の個数分布（規格化分散）、０.２％耐力、導電率、Ｒ/ｔの評価を行った。なお、表１において、不可避不純物はＣｕに含めて表記した。

実施例１〜１６及び比較例１〜１８は、いずれも無酸素銅を母材にして、表１に示す各合金に添加されるＮｉ、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｓｎ、Ｍｎ、Ｚｎ及びＡｇを添加して高周波溶解炉(Ａｒ雰囲気)で溶製し、直径３０ｍｍ、長さ２５０ｍｍのインゴットに鋳造し、更に、このインゴットを９００℃に加熱して押出加工(熱間加工)し、幅２０ｍｍ、厚さ８ｍｍの板状にした。これを０.２５ｍｍまで冷間圧延し、次いで溶体化処理を８００℃のソルトバスで２分間保持した後、冷却速度１０℃/秒にて銅合金材を冷却した。この銅合金材を昇温速度２℃/分で４５０℃まで昇温し、４時間保持(指数＝１４８９５)した後、冷却速度１０℃/分で冷却した。冷却した材料を０.２ｍｍまで冷間圧延したものである。

表３は、実施例１〜１６及び比較例１〜１８における小角散乱法測定の結果である散乱体（析出物）の平均直径、平均厚み、規格化分散、並びに特性評価結果である０.２%耐力及びＷ曲げ評価を示した結果を示す。

表４は、表１に示す銅合金の析出物をＲＩＮＴ−ＴＴＲＩＩＩ(（株）Ｒｉｇａｋｕ社製)を用いて測定した小角散乱法による測定・解析条件を示すものである。使用した管球はＣｕＫαである。なお、ビーム源としては他の管球を用いたＸ線や中性子線などでも可能であるが、結果としては同様の値が得られるはずである。測定には０.２ｍｍｔを、Ｘ線を透過させる目的で３５μｍｔまで硝酸による化学エッチングやアルミナ等を用いた機械研磨を併用して薄くした箔形状のサンプルを用いた。解析にはＮａｎｏ−Ｓｏｌｖｅｒ(（株）Ｒｉｇａｋｕ社製解析ソフトウェア)を用いた。散乱体のモデルは、Ｎｉ_２Ｓｉ化合物を円筒形とし、その厚さｔに対する直径ｄをアスペクト比３として採用した。

引張強さ、０.２％耐力、伸びはＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠した引張試験で測定した。Ｒ/ｔは、曲げ軸が試料の圧延方向と平行及び垂直になるように採取した試験片を用いてＪＩＳ Ｈ３１１０、ＪＩＳ Ｈ３１３０に準拠した方法で試験し、平行方向と垂直方向を比較して値が大きいものを結果として採用した。

図２は、Ｘ線小角散乱法による測定結果を示すグラフである。測定データが散乱角２θを走査して得られた散乱強度である。計算データは析出物をＮｉ_２Ｓｉ、形状をアスペクト比３(直径／厚さ)の円柱と仮定して解析した結果である。この解析にはＲｉｇａｋｕ社データ解析ソフト(Ｎａｎｏ−Ｓｏｌｖｅｒ)を用いた。この解析の基本原理について説明する。析出物サイズ分布の解析は理論散乱強度と測定した散乱強度をフィッテングさせて確からしい値を導くものである。その理論散乱強度Ｉ(q)は析出物半径をＲとしたとき、下記の（式２）

で表せる。ここでρは析出物の密度、Ｆ_１(ｑ,Ｒ)は波数q(=４πｓｉｎ（θ）／λ）における析出物（半径Ｒ）の形状因子、Ｎ(Ｒ)は析出物（半径Ｒ）の数である。従って、Ｆ(ｑ,Ｒ)が既知（若しくは仮定）してやることで、析出物のサイズ分布を求めることができる。なお形状因子は、非特許文献（J.S.Pedersen:Advances in Colloid and Interface Science,70(1997),171-210）を参照すれば詳細が記載されている。

図３は、析出物をＮｉ_２Ｓｉ、形状をアスペクト比３(直径／厚さ)の円柱と仮定して析出物を解析した結果、横軸を平均直径(２Ｒ)、縦軸を正規化した頻度とした析出物サイズ分布を示すグラフである。この解析結果における析出物の平均直径（２Ｒ）は２.４ｎｍ、円柱の厚さ０.８ｎｍ、規格化分散は３３％である（実施例11）。
（実施例１〜９）
以上のようにして製造した実施例１〜９については、表２に示す溶体化処理及び時効処理を行ない、Ｘ線小角度散乱法にて散乱体を解析して、散乱体の平均直径、平均厚さ、直径の個数分布における規格化分散を評価すると共に、０.２％耐力、導電率、Ｒ/ｔを評価した。

実施例１は、表１に示す３.０ｍａｓｓ％Ｎｉ、０.７ｍａｓｓ％Ｓｉを含有し、残部がＣｕと不可避不純物からなる銅合金となる無酸素銅を母材にして、Ｎｉ及びＳｉを添加して高周波溶解炉(Ａｒ雰囲気)で溶製したものである。

実施例２は実施例１と比較してＮｉ、Ｓｉ量を低減した例、実施例３、４は副成分としてＭｇを添加した例、実施例５、６は副成分としてＳｎを添加した例、実施例７はＭｇに追加としてＭｎを添加した例、実施例８はＭｇに追加としてＺｎを添加した例、実施例９は実施例２のＮｉ、Ｓｉをべ一スにＭｇとＡｇを添加した例である。

表３に示すように、実施例１〜９においては、散乱体の形状分布は平均直径２.４〜３.０ｎｍ、平均厚さ０.８〜１.０ｎｍ、規格化分散３０〜３１％であり、その特性は、０.２％耐力が７７１〜８３５ＭＰａ、導電率４０〜４８％ＩＡＣＳ、Ｒ/ｔ＝０.８となり、高強度かつ、良好な導電率、曲げ加工性を兼ね備えた材料を得られた。

本実施例によれば、０.２％耐力が７７０ＭＰａ以上、導電率が４０％ＩＡＣＳ以上、曲げ加工性Ｒ/ｔが１.０以下の優れた特性を併せ持った高強度銅合金材が得られるものである。
(実施例１０〜１６)
本実施例においては、表１に示す実施例３に示す合金組成を有する合金を用い、実施例１０〜１２は実施例３に対して、溶体化処理における温度、保持時間、冷却時間を変化させた例であり、実施例１３〜１６は時効処理における昇温時間、保持温度、保持時間、冷却時間を変化させた例である。

本実施例においても前述の実施例１〜９と同様に製造した銅合金材の散乱体の平均直径、平均厚さ、直径の個数分布、０.２％耐力、導電率、Ｒ/ｔを評価した。

本実施例１０〜１６の銅合金材は、Ｎｉ_２Ｓｉ析出物の平均直径が２.４〜３.０ｎｍ、平均厚さが０.８〜１.０ｎｍ、規格化分散が３３〜４０％、０.２％耐力が８０９〜８４４ＭＰａ、導電率が４０〜４５％ＩＡＣＳ及び曲げ評価のＲ/ｔ比が１以下で合格を有するものである。

従って、本実施例１０〜１６の銅合金材は、いずれも、０.２％耐力が７７０ＭＰａ以上、導電率が４０％ＩＡＣＳ以上、曲げ加工性Ｒ/ｔが１.０以下の優れた特性を併せ持った高強度銅合金材が得られるものである。

以上のように、本実施例においては、０.２％耐力が７７０ＭＰａ以上、導電率が４０％ＩＡＣＳ以上、曲げ加工性Ｒ/ｔが１.０以下とするいずれについても満足する優れた特性を併せ持った高強度銅合金材が得られるものである。
(比較例１〜９)
次に、本発明の銅合金材について、その合金組成の限定理由を、表１及び表２に示す比較例を挙げて説明する。

比較例１は４.０ｍａｓｓ％Ｎｉ、１.０ｍａｓｓ％Ｓｉを含有し、残部がＣｕと不可避不純物からなる銅合金を、無酸素銅を母材にして、Ｎｉ及びＳｉを添加して高周波溶解炉(Ａｒ雰囲気)で溶製し、直径３０ｍｍ、長さ２５０ｍｍのインゴットに鋳造した。このインゴットを９００℃に加熱して押出加工(熱間加工)し、幅２０ｍｍ、厚さ８ｍｍの板状にした。この銅合金材についても、前述の実施例と同様に、散乱体の形状分布、０.２％耐力、導電率、Ｒ/ｔを評価し、結果を表３に示す。

比較例１はＮｉ添加量が本発明のＮｉ添加量より多い例であり、比較例２は、実施例１の試料に対し、Ｎｉ、Ｓｉ添加量が本発明のＮｉ、Ｓｉ添加量より少ない例である。高い０.２％耐力は得られるものの、Ｒ/ｔは１.０以上となり、曲げ評価が不合格であった。

比較例３は（Ｎｉ/Ｓｉ）質量比が本発明より小さい例であり、比較例４は（Ｎｉ/Ｓｉ）質量比が本発明を超えた例である。いずれの場合も、０.２％耐力が７６７ＭＰａ以下で耐力が低く、更に、Ｒ/ｔも１.０より大きく、曲げ評価が不合格であった。

比較例５はＭｇ添加量、比較例６はＳｎ添加量、比較例７はＭｎ添加量、比較例８はＡｇ添加量、比較例９はＺｎ添加量がいずれも本発明の添加量より多い例であり、いずれも導電率が２５〜３９％ＩＡＣＳと低く、又、Ｒ/ｔが１.０よりも大きく、曲げ評価が不合格であった。
(比較例１０〜１４)
本比較例においては、本発明の銅合金材について、その溶体化処理における溶体化処理温度、冷却速度、保持時間の限定理由を、表２に示す比較例を挙げて説明する。

比較例１０〜１４は実施例３の銅合金材を用い、本発明と比較して、比較例１０は溶体化処理における冷却速度を１℃/秒と遅くした例、比較例１１は溶体化処理における保持時間が１０分と長い例、比較例１２は溶体化処理における保持時間が０.５分と短い例、比較例１３は溶体化処理における保持温度が７８０℃と低い例、比較例１４は溶体化処理における保持温度が高い例であり、いずれも本発明の範囲をはずれた例であり、いずれもＲ/ｔが１.０よりも大きく、曲げ評価が不合格であった。
（比較例１５〜１８）
本比較例においては、本発明の銅合金材について、その時効処理における昇温速度、保持温度、保持温度と保持時間とによって求められる指数、冷却速度の限定理由を、表２に示す比較例を挙げて説明する。

比較例１５〜１８は実施例３の銅合金材を用い、本発明と比較して、比較例１５は時効処理における昇温速度が０.５℃/分と遅くした例、比較例１６は時効処理における保持温度と保持時間とによって求められる指数が小さい例、比較例１７は時効処理における保持温度が高く保持温度と保持時間とによって求められる指数が大きい例、比較例１８は時効処理における冷却速度が１℃／分と遅い例である。いずれも散乱体の形状分布が規定範囲内の値であり、又、０.２％耐力８２２〜８２９ＭＰａと高く、更に、Ｒ/ｔが１.０よりも大きいものであるが、曲げ評価が不合格であった。

以上のように、本比較例に示されるように、０.２％耐力が７７０ＭＰａ以上、導電率が４０％ＩＡＣＳ以上、曲げ加工性Ｒ/ｔが１.０以下とするいずれかが満足するものが得られないものであり、これらのいずれをも有する特性を併せ持った銅合金材は得られないものである。

Claims (6)

1. 質量で、Ｎｉ２.０〜３.５％及びＳｉ０.５〜１.０％を含み、前記Ｎｉ/Ｓｉ比が３.５〜４.５であり、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなる銅合金材であって、
   小角散乱法を用いて評価した析出物は、その平均直径が２.０〜３.５ｎｍ及び直径の個数分布における規格化分散が４０％以下であり、Ｗ曲げ試験で割れが発生しない曲げ最小半径Ｒを板厚ｔで除した値(Ｒ/t)が１.０以下であることを特徴とする高強度銅合金材。
2. 質量で、Ｎｉ２.０〜３.５％及びＳｉ０.５〜１.０％を含み、前記Ｎｉ/Ｓｉ比が３.５〜４.５であり、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなる銅合金材であって、０.２％耐力が７７０ＭＰａ以上、導電率４０％ＩＡＣＳ以上、Ｗ曲げ試験で割れが発生しない曲げ最小半径Ｒを板厚ｔで除した値(Ｒ/t)が１.０以下であることを特徴とする高強度銅合金材。
3. 請求項１又は２において、質量で、Ｓｎ０.０１〜０.０５％、Ｍｇ０.０２〜０.１％、Ｍｎ０.０１〜０.７％、Ａｇ０.０１〜０.５％及びＺｎ０.１〜１.９％の少なくとも１種を含有することを特徴とする高強度銅合金材。
4. 質量で、Ｎｉ２.０〜３.５％及びＳｉ０.５〜１.０％を含み、前記Ｎｉ/Ｓｉ比が３.５〜４.５であり、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなる銅合金材からなる素材を、熱間加工後に冷間圧延加工し、次いで溶体化処理後に時効処理を行う高強度銅合金材の製造方法であって、
   前記溶体化処理が、８００〜９００℃で１〜３分保持した後、１０℃/秒以上の冷却速度で冷却するものであり、
   前記時効処理が、２℃/分以上の平均速度で保持温度まで昇温した後、４２０〜４８０℃の範囲の温度であるＴ℃において、下記（式1）に示される
   指数=(Ｔ+２７３）×｛２０＋ｌｏｇ（ｔ）｝・・・・・・(式1)
   指数が１４８００〜１５３００となるt時間保持した後、３００℃まで１０℃/分以上の平均冷却速度で冷却するものである
   ことを特徴とする高強度銅合金材の製造方法。
5. 請求項４において、質量で、Ｓｎ０.０１〜０.０５％、Ｍｇ０.０２〜０.１％、Ｍｎ０.０１〜０.７％、Ａｇ０.０１〜０.５％及びＺｎ０.１〜１.９％の少なくとも１種を含有することを特徴とする高強度銅合金材の製造方法。
6. 請求項４又は５において、前記時効処理を行った後に冷間圧延加工を行ない、該冷間圧延加工後の前記銅合金材の小角散乱法を用いて評価した析出物の平均直径が２.０〜３.５ｎｍ及び平均厚みが０.６ｎｍ〜１.３ｎｍであり、かつ、直径の個数分布における規格化分散が４０％以下であることを特徴とする高強度銅合金材の製造方法。

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