JP2015227481A - 銅合金材およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】高濃度のＮｉおよびＳｉを含有しつつ、さらに高強度と高導電性の双方を備える銅合金材およびその製造方法を提供する。
【解決手段】本発明の銅合金材は、Ｎｉを４．５０〜７．００質量％、Ｓｉを０．９０〜１．９０質量％、Ｃｒを０．０５〜０．３０質量％およびＭｇを０．０５〜０．２０質量％含有し、さらにＳｎを０．００〜１．５０質量％、Ａｇを０．００〜０．３０質量％、Ｍｎを０．００〜０．５０質量％、Ｆｅを０．００〜０．２０質量％およびＣｏを０．００〜２．００質量％のうち１種または２種以上を総量で０．００〜２．００質量％含有し、残部がＣｕおよび不可避不純物からなる銅合金材であって、粒径０．５μｍ以上の金属間化合物が３２０００個／ｍｍ^２以下の密度で前記銅合金材の母相中に存在し、引張強さが１２００ＭＰａ以上で、且つ導電率が２０％ＩＡＣＳ以上であることを特徴とする。
【選択図】なし

Description

本発明は、例えば電子機器用部品などの使用に好適な銅合金線材または銅合金棒材のような銅合金材およびその製造方法に関するものである。

近年、電子機器の小型化や高性能化に伴い、様々な電子機器用部品が開発されている。このような電子機器用部品としては、例えば、リードやコネクタ、溶接用電極などの導電性材料が挙げられ、これらの材料には、高強度且つ高導電性の特性が要求される。高強度且つ高導電性の要求を満たす材料として、これまで銅にベリリウムを添加したベリリウム銅合金が多く使用されていた。また、光ピックアップ装置のサスペンションワイヤの線材でも、ベリリウム銅が使用されていた。

しかしながら、ベリリウム銅は高価であるとともに、製造過程において発生するベリリウム蒸気や微粉末の吸引による健康被害を懸念する声が近年高まっていることから、代替材料が望まれていた。そのような代替材料として、例えば、特許文献１〜４に示されるような、銅にニッケルとシリコンを添加した析出強化型銅合金であるコルソン合金が提案されている。

特許４１７７２６６号公報 特開２０１２−４６８０１号公報 国際公開２０１１／１２５１５３号 国際公開２００９−１２３１３６号

コルソン合金からなる従来の銅合金線材としては、例えば本出願人が提案した特許文献１および２が挙げられる。特許文献１には、Ｎｉを１．０〜４．５質量％、およびＳｉを０．２〜１．１質量％の範囲で含有する耐応力緩和特性に優れた高強度高導電性銅合金線材が記載されている。しかしながら、特許文献１に開示されている本発明例は、いずれもＮｉ含有量が４．５質量％未満であり、１２００ＭＰａ以上の高い引張強さが得られている銅合金線材もごく少数存在するだけであるため、特許文献１では、銅合金材中に含有するＮｉ量を４．５質量％以上の高濃度に限定する銅合金材を対象とするものではない。

また、特許文献２には、Ｓｉを０．６〜１．２質量％、Ｓｎを０．２〜１．５質量％、およびＮｉを含有し、Ｎｉ＋Ｓｉ＋Ｓｎのトータル含有率３．７質量％以上の範囲で含有する高強度銅合金線材が記載され、特許文献２の実施例である本発明１〜６８では、３．０〜４．５質量％の範囲内で変化させて作製した種々の銅合金線材について、引張強さおよび応力緩和特性について検討されている。しかしながら、特許文献２では、銅合金材中に含有するＮｉ量を４．５質量％以上と高濃度に限定して、高強度化を図ることは意図してなく、加えて、導電率については考慮していない。

さらに、特許文献３、４には、Ｎｉを０．４〜６．０質量％の範囲で含有し、合金中に析出するＮｉ−Ｓｉ金属間化合物からなる大粒子と小粒子の個数密度の適正化を図った電子材料用銅合金が記載されている。しかしながら、特許文献３、４に記載された発明は、いずれもＮｉ−Ｓｉ金属間化合物の分布状態の制御を、適当な熱処理を施すだけで行なうことにより、強度、導電率及び曲げ加工性の向上を図った銅合金材を開発したものであって、得られた銅合金材の引張強度は、いずれも１２００ＭＰａ未満と低く、ベリリウム銅合金から製造される高強度の銅合金材に匹敵するものではなく、十分な高強度化が図れていない。

本発明は、上記の従来技術の問題点に鑑み、４．５０質量％以上の高濃度のＮｉ、および０．９０質量％以上と高濃度のＳｉを含有させる銅合金素材を用い、１２００ＭＰａ以上の高引張強さと、２０％ＩＡＣＳ以上の高導電率との双方を兼ね備える銅合金材およびその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、上記課題を解決するため鋭意検討を進めた結果、Ｎｉ−Ｓｉ金属間化合物の析出による析出強化を利用して高強度化を図るため、４．５０質量％以上の高濃度のＮｉ、および０．９０質量％以上と高濃度のＳｉを含有させることとし、この場合、時効熱処理の際に、粒界からＮｉ−Ｓｉ金属間化合物の析出が開始し、粒内に析出領域が拡がっていく不連続析出、いわゆる粒界反応型析出が生じやすくなる結果、高濃度のＮｉおよびＳｉを含有させても、所期したほどの引張強さが得られない場合があることが判明した。このため、本発明者らがさらに検討を進めたところ、高濃度のＮｉおよびＳｉを含有させるだけではなく、さらにＣｒおよびＭｇをも含有させた銅合金素材を用い、溶体化処理、冷間加工および時効熱処理の適正化を図ることによって、時効熱処理の際の、粒界反応型析出を抑制することができ、さらには、銅合金材の母相に存在し、強度にほとんど寄与しない一定の粒径範囲内にあるＮｉ−Ｓｉ化合物のような金属間化合物の密度（存在割合）の適正化を図ることができることを見出した。その結果、１２００ＭＰａ以上の高引張強さと、２０％ＩＡＣＳ以上の高導電率の双方を兼ね備える銅合金材およびその製造方法を提供できる。本発明は、この知見に基づき完成させるに至った。

すなわち、本発明の要旨構成は、以下の通りである。
（１）Ｎｉを４．５０〜７．００質量％、Ｓｉを０．９０〜１．９０質量％、Ｃｒを０．０５〜０．３０質量％およびＭｇを０．０５〜０．２０質量％含有し、さらにＳｎを０．００〜１．５０質量％、Ａｇを０．００〜０．３０質量％、Ｍｎを０．００〜０．５０質量％、Ｆｅを０．００〜０．２０質量％およびＣｏを０．００〜２．００質量％のうち１種または２種以上を総量で０．００〜２．００質量％含有し、残部がＣｕおよび不可避不純物からなる銅合金材であって、粒径０．５μｍ以上の金属間化合物が３２０００個／ｍｍ^２以下の密度で前記銅合金材の母相中に存在し、引張強さが１２００ＭＰａ以上で、且つ導電率が２０％ＩＡＣＳ以上であることを特徴とする銅合金材。

（２）Ｓｎを０．０５〜１．５０質量％、Ａｇを０．０１〜０．３０質量％、Ｍｎを０．０１〜０．５０質量％、Ｆｅを０．０１〜０．２０質量％およびＣｏを０．０５〜２．００質量％のうち１種または２種以上を総量で０．０１〜２．００質量％含有する上記（１）に記載の銅合金材。

（３）引張強さが１４００ＭＰａ以上である上記（１）または（２）に記載の銅合金材。

（４）前記銅合金材が、線材である上記（１）、（２）または（３）に記載の銅合金材。

（５）上記（１）、（２）、（３）または（４）に記載の銅合金材の製造方法であって、銅合金を、９５０℃以上の加熱温度で加熱した後、直ちに、前記加熱温度から３００℃までの温度範囲にわたって３０℃／秒以上の冷却速度で冷却する溶体化処理を施し、次いで、８０％以上の加工率で第１冷間加工を施し、引き続き、２００〜６００℃で０．５時間以上２４時間以下の第１時効熱処理を行い、その後、さらに第２冷間加工を施す場合には、前記第２冷間加工後に、２００〜６００℃で０．５時間以上２４時間以下の第２時効熱処理を施すことを特徴とする銅合金材の製造方法。

（６）前記第１時効熱処理後、７０％以上の加工率の前記第２冷間加工と、２００〜６００℃で０．５時間以上１２時間以下の前記第２時効熱処理とを１回以上繰り返して行う上記（５）に記載の銅合金材の製造方法。

（７）前記溶体化処理の加熱が、熱間押出加工にて行なわれる上記（５）または（６）に記載の銅合金材の製造方法。

（８）前記溶体化処理の加熱が、通電加熱にて行なわれる上記（５）または（６）に記載の銅合金材の製造方法。

本発明によれば、４．５０質量％以上の高濃度のＮｉ、および０．９０質量％以上と高濃度のＳｉを含有させるとともに、ＣｒおよびＭｇをも含有させ、さらには銅合金材の母相に存在する強度にほとんど寄与しない一定の粒径範囲内にある金属間化合物の密度の適正化を図ることによって、１２００ＭＰａ以上の高引張強さと、２０％ＩＡＣＳ以上の高導電率との双方を兼ね備える銅合金材の提供が可能になった。

また、本発明によれば、溶体化処理における加熱温度と冷却速度、冷間加工および時効熱処理の適正化を図ることで、上述した高引張強さと高導電率との双方を兼ね備えた銅合金材の製造方法の提供が可能になった。

次に、本発明に従う代表的な銅合金材について、以下に説明する。なお、以下に示す実施形態は、本発明を具体的に説明するために用いた代表的な実施形態を例示したにすぎず、本発明の範囲において、種々の実施形態をとり得る。

（合金成分）
ニッケル（Ｎｉ）とケイ素（Ｓｉ）は、ＮｉとＳｉの含有比を制御することにより母相中にＮｉ−Ｓｉ析出物（Ｎｉ_２Ｓｉ）を形成させて析出強化を行い銅合金の強度を向上させるために含有する元素である。Ｎｉの含有量は、４．５０〜７．００質量％であり、好ましくは４．５０〜６．００質量％である。Ｎｉの含有量が４．５０質量％未満であると、その析出硬化量が小さいため所望とする強度を寄与させることができず、一方、Ｎｉの含有量が７．００質量％より多いと、鋳造時や熱処理（例えば、溶体化処理、時効熱処理、焼鈍処理）時に、強度上昇に寄与しない粗大な金属間化合物（例えば、Ｎｉ−Ｓｉ化合物）の析出が多量に生じてしまう。この場合、Ｎｉの添加量に見合う強度を得ることができないばかりか、伸線加工性、曲げ加工性にも悪影響を与えることになる。

Ｓｉは、上述したＮｉとともに、マトリックス中にＮｉ−Ｓｉ析出物（例えばＮｉ_２Ｓｉ）を形成させて析出強化を行い銅合金の強度を向上させるために含有する元素である。Ｓｉの含有量は、０．９０〜１．９０質量％であり、好ましくは１．１０〜１．７０質量％である。Ｓｉの含有量が０．９０質量％未満であると、Ｎｉの添加量に見合う析出硬化量が少ないため、強度が不足する。一方、Ｓｉ含有量が１．９０質量％より多いと、鋳造時や熱処理（例えば、溶体化処理、時効処理、焼鈍処理）時に強度上昇に寄与しない粗大な金属間化合物（例えば、Ｎｉ−Ｓｉ化合物）の析出が多量に生じてしまい、Ｓｉの添加量に見合う強度を得ることができないばかりか、伸線加工性、曲げ加工性にも悪影響を与えることになる。また、銅合金材の強度寄与のために、Ｓｉの含有量は、ＮｉとＳｉの質量比（Ｎｉ／Ｓｉ）で３．５０〜４．３０となるように調整するのが好ましい。

クロム（Ｃｒ）は、強度や加工性を向上させる効果を有するだけではなく、本発明においては、特に粒界反応型析出の抑制効果を有する重要な元素である。粒界反応型析出は、マトリックス中の結晶粒径が大きい方が析出し易く、結晶粒径が小さいほど析出し難い。Ｃｒは、Ｓｉと結合してＣｒ−Ｓｉ化合物を形成し、強度を上昇させるだけでなく、結晶粒径の粗大化を抑制する効果があり、粒界反応型析出を抑制する。また、Ｎｉとの化合物を形成せずに銅マトリックス中に残存するＳｉをトラップし、導電性を改善する効果もある。このような粒界反応型析出の抑制効果を有効に発揮させるため、Ｃｒは０．０５質量％以上含有させることが必要である。しかしながら、Ｃｒの含有量を０．３０質量％よりも多く含有させると、析出硬化能が低いＣｒ−Ｓｉ化合物を多く生成させることになり、これは、強度向上の観点から好ましくない。よって、Ｃｒの含有量は０．０５〜０．３０質量％とし、０．１０〜０．２０質量％とすることがより好ましい。

マグネシウム（Ｍｇ）は、マトリックス中に固溶し強度を向上させ、耐クリープ特性を改善するだけではなく、本発明においては、Ｃｒと同様、特に粒界反応型析出の抑制効果を有する重要な元素で、マトリックスに固溶しているＭｇが粒界から進行する粒界反応型析出を抑制するものである。そのため、このような粒界反応型析出の抑制効果を有効に発揮させるため、Ｍｇは０．０５質量％以上含有させることが必要である。一方、Ｍｇの含有量が０．２０質量％より多いと、導電性が低下してしまう。よって、Ｍｇの含有量は０．０５〜０．２０質量％とし、０．０８〜０．１５質量％とすることがより好ましい。なお、ＣｒおよびＭｇの粒界反応型析出の抑制メカニズムが異なることから、２種の元素を含有させることで、粒界反応型析出の抑制に相乗効果が得られる。

次に、任意の添加成分として、スズ（Ｓｎ）、銀（Ａｇ）、マンガン（Ｍｎ）、鉄（Ｆｅ）およびコバルト（Ｃｏ）を含有する場合の含有量の範囲について説明する。これらの元素は、Ｃｒ、Ｍｇと同様、強度や加工性を向上させるという点で類似の機能を有しているものであり、必要に応じて、Ｓｎを０．０５〜１．５０質量％、Ａｇを０．０１〜０．３０質量％、Ｍｎを０．０１〜０．５０質量％、Ｆｅを０．０１〜０．２０質量％およびＣｏを０．０５〜２．００質量％のうち１種または２種以上を総量で０．０１〜２．００質量％含有させることができる。

Ｓｎは強度を向上させるとともに伸線等の加工性を改善する元素である。Ｓｎの含有量が０．０５質量％未満であると十分な改善効果は現れず、一方、１．５０質量％を超えて添加されると導電性が低下する傾向がある。したがって、Ｓｎの含有量は、０．０５〜１．５０質量％が好ましく、０．１０〜１．００質量％であることがより好ましい。

Ａｇは耐熱性および強度を向上させると同時に、結晶粒の粗大化を阻止して強度を高める元素である。Ａｇの含有量が０．０１質量％未満では、高強度特性を寄与するためにはその効果が十分には得られず、一方、０．３０質量％を超えて添加しても特性上に悪影響はないもののコスト高になる。これらの観点から、Ａｇの含有量は、０．０１〜０．３０質量％が好ましく、０．１０〜０．３０質量％であることがより好ましい。

Ｍｎは強度を上昇させると同時に熱間加工性を改善する効果がある元素である。Ｍｎの含有量が０．０１質量％未満であるとその効果が十分には得られず、一方、０．５０質量％を超えて添加しても、添加量に見合った効果が得られないばかりでなく、導電性を低下させる傾向がある。したがって、Ｍｎの含有量は、０．０１〜０．５０質量％が好ましく、０．１０〜０．３５質量％であることがより好ましい。

ＦｅはＣｒと同様、Ｓｉと結合し、Ｆｅ−Ｓｉ化合物を形成し、強度を上昇させる元素である。また、Ｎｉとの化合物を形成せずに銅マトリックス中に残存するＳｉをトラップし、導電性を改善する効果もある。これらの効果を発揮するため、Ｆｅの含有量は０．０１質量％以上とすることが好ましい。しかしながら、Ｆｅ−Ｓｉ化合物は、Ｃｒ−Ｓｉ化合物と同様、析出硬化能が低いため、該化合物を多く生成させることは強度向上の観点から好ましくない。また、Ｆｅを０．２０質量％を超えて含有すると曲げ加工性が低下する傾向がある。これらの観点から、Ｆｅの含有量は０．０１〜０．２０質量％とすることが好ましく、０．０３〜０．１５質量％とすることがより好ましい。

ＣｏはＮｉと同様にＳｉと化合物を形成し、強度を向上させる元素である。ＣｏはＮｉに比べて高価であるため、本発明ではＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金を利用しているが、コスト的に許容されるのであれば、Ｃｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系やＣｕ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｓｉ系を選択してもよい。Ｃｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系は時効析出させた場合に、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系より強度、導電性ともにわずかに向上するため、熱・電気の伝導性を重視する部材には有効である。また、Ｃｏ−Ｓｉ化合物は析出硬化能を有するため、耐クリープ特性も若干改善される傾向にある。これらの観点から、Ｃｏの含有量は、０．０５〜２．００質量％とすることが好ましく、０．０８〜１．５０質量％であることがより好ましい。

Ｓｎ、Ａｇ、Ｍｎ、ＦｅおよびＣｏを１種または２種以上含有させる場合には、所望とする特性に応じて適宜決定すればよいが、導電性、曲げ加工性の観点から、Ｓｎ、Ａｇ、Ｍｎ、ＦｅおよびＣｏのうち１種または２種以上を総量で０．０１〜２．００質量％含有させることが好ましく、０．１０〜１．６０質量％含有させることがより好ましい。

（銅合金材）
次に、本発明の銅合金材の特徴について説明する。銅にＮｉおよびＳｉが添加されたコルソン合金は、時効熱処理により、微細な析出物を合金内部に析出させて強化する時効硬化型合金である。このような微細な析出物として、例えば、ＮｉとＳｉの異種金属が結合したＮｉ_２Ｓｉなどの金属間化合物が挙げられる。本発明におけるコルソン合金では、ＮｉおよびＳｉを高濃度で添加させることを前提としているため、溶体化処理での加熱を、これまで以上の温度で実施する必要があり、また、時効熱処理の際に粒界析出型反応が生じやすくなる。そのため、溶体化処理の加熱で必要とされる加熱温度を規定するとともに、粒界析出型反応を抑制するため、ＣｒおよびＭｇを合金組成中の必須元素として添加する。さらに、溶体化処理の冷却過程においても、従来よりもＮｉ_２Ｓｉなどの金属間化合物の析出が進行しやすいため、溶体化処理の冷却速度も適切に調整する必要がある。このような金属間化合物は、さまざまな大きさの粒子として析出するものの、粗大な析出物として析出する金属間化合物は、強度にほとんど寄与しないため、できる限り少なくさせることが望ましい。よって、本発明では、溶体化処理の条件の最適化を図り、かつ粒界析出型反応を抑制することで、強度にほとんど寄与しない一定の粒径の金属間化合物の析出を制御し、高強度の銅合金材を得るようにしたものである。

（金属間化合物）
次に、本発明の銅合金の母相に残存する金属間化合物の粒径、および密度（存在割合）について説明する。本発明における金属間化合物としては、例えば、上述したような、ＮｉとＳｉの異種金属が結合したＮｉ_２Ｓｉなどの微細な析出物が挙げられるが、これに限定されるものではない。本発明では、強度に寄与し得ない金属間化合物の粒径の下限値として、金属間化合物の粒径を０．５μｍ以上とする。これ以上の粒径を有する金属化合物は析出強化等の強化機構に寄与しにくいためである。つまり、強度に寄与しない０．５μｍ以上の粒径の金属間化合物の密度が多過ぎると、その後の時効熱処理によって強度が劣ってしまう。そのため、強度に悪影響を及ぼさない程度として、０．５μｍ以上の金属間化合物の密度は、３２０００個／ｍｍ^２以下とする。なお、析出物としての金属化合物の粒径は大きくとも５．０μｍ程度であることを考えると、それ以上の大きさの金属間化合物は、析出物ではなく未溶解物である可能性が高くなる。従って、本発明では、好ましくは粒径０．５〜５．０μｍの析出物としての金属化合物の密度を３２０００個／ｍｍ^２以下とする。よって、本発明の組成を有する銅合金材において、銅合金材の母相に残存する金属間化合物の粒径、および密度の適正化を図ることにより、その後の時効熱処理による強度の低下を抑制することができる。

次に、本発明における銅合金材の強度、導電性について述べる。本発明の銅合金材は、電子機器用部品などに好適に用いることができる。電子機器用部品として使用される材料には、高強度特性が要求される。従来用いられていたベリリウム銅合金の引張強度は、高いものでは１４００ＭＰａ程度であるため、ベリリウム銅合金に匹敵する引張強度として、１２００ＭＰａ以上であることが好ましく、１４００ＭＰａ以上であることがより好ましい。

本発明における銅合金材の導電性については、通電特性上、２０％ＩＡＣＳを示せば十分ではあるが、放熱性に優れるという観点から導電性はより高い方が望ましい。特に、電子機器用部品への用途を考慮すると、導電性はより高い方が良い。そのため、本発明において、導電率は、２０％ＩＡＣＳ以上であることが好ましい。

次に、本発明における銅合金材の製造方法について説明する。本発明における銅合金材は、上述した組成のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系の銅合金を溶解鋳造して鋳塊とし、これを加熱した後、水中焼き入れによって冷却して所定の形状とする溶体化処理をし、次いで冷間加工をし、さらに時効熱処理を施すことで製造される。本発明における銅合金材は、例えば、ビレットの熱間押出、鋳塊の熱間鍛造、あるいは連続鋳造などのいずれの方法であっても製造することが可能であるが、これらに限定されるものではない。また、溶体化処理における加熱を、例えば、熱を加えながら材料を押出する熱間押出加工や、電気的に熱を加える通電加熱などの様々な加熱手段によって実施することが可能であるが、加工性の観点から、熱間押出加工が好ましい。

本発明における銅合金材の製造において、溶体化処理における加熱温度は９５０℃以上である。この加熱温度を９５０℃以上とすることで、析出した金属間化合物を再固溶させることができる。また、これらの固溶状態を維持させるため、９５０℃以上の温度での加熱後、直ちに水中焼入れを行う必要があることから、本発明における加熱温度は、９６０℃〜９８０℃であることが好ましい。なお、本発明における加熱を、熱間押出加工により行う場合、熱間押出による加熱温度には、９５０℃以上で熱間押出ができる、押出前の加熱も前提に含むことができる。

溶体化処理における水中焼入れでは、加熱後の銅合金を、加熱時の温度から３００℃まで３０℃／秒以上の冷却速度で冷却させる。加熱直後の前記冷却速度が遅いと、強度に寄与しない粗大なＮｉ−Ｓｉ化合物が多量に析出してしまい、その後の時効熱処理での析出硬化が十分に得られなくなる。また、一般的なナノオーダーの微細な析出物も生成してしまい、溶体化処理が不完全となり、望ましい強度を得られないばかりか、途中の冷間加工で断線が生じてしまう。よって、溶体化処理における冷却速度は、３０℃／秒以上であり、５０℃／秒以上であることがより好ましい。

溶体化処理の後、銅合金を所望の形状とするために、適切な加工率で第１冷間加工を行う。この第１冷間加工の加工率が低すぎると、強度を高めることができないことから、第１冷間加工の加工率は、８０％以上であることが好ましく、９０％以上がより好ましい。また、この第１冷間加工による形状は、板状、線状、棒状など様々な形状にすることができ、特に限定されるものではなく、例えば、溶体化処理された銅合金材に、冷間加工として伸線加工を施すことで、線材の銅合金材が形成される。

第１冷間加工の後、時効硬化のための第１時効熱処理が施される。ここで、該第１時効熱処理は、例えば、２００〜６００℃で０．５時間以上の範囲で適宜調整して行うことができ、２００〜６００℃で０．５時間以上２４時間以下が好ましく、３００〜５５０℃で１時間以上１２時間以下がより好ましい。

また、本発明における銅合金材の製造において、第１時効熱処理工程の後、さらに第２冷間加工を実施する場合には、当該第２冷間加工後に、さらに第２時効熱処理を施す。これにより、銅合金材を時効硬化させる回数が増えるため、より高強度な銅合金材を得ることができる。高強度特性を寄与するために、第２冷間加工の加工率は、７０％以上であることが好ましい。また、第１冷間加工と同様、第２冷間加工による形状も、板状、線状、棒状など様々な形状にすることができ、特に限定されるものではない。第２時効熱処理は、例えば、２００〜６００℃で０．５時間以上の範囲で適宜調整して行うことができ、２００〜６００℃で０．５時間以上２４時間以下が好ましく、３００〜５５０℃で１時間以上１２時間以下がより好ましい。

本発明における銅合金材の製造において、溶体化処理における加熱温度と、水中焼き入れにおける冷却速度の適正化を図ることで、強度に寄与しない一定の粒径の金属間化合物の生成が有効に制御され、高濃度のＮｉ−Ｓｉが固溶し、時効硬化により高強度と高導電性の双方を備える銅合金材を得ることが可能となる。

以下に、実施例に基づき、本発明をより詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。

（実施例１）
第１表に示される実施例１のＮｏ．１〜１１で示される種々の本発明の範囲内にある組成のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金を、高周波溶解炉にて溶解し、各ビレットを鋳造した。次に、これらの各ビレットを加熱後、９６０℃で熱間押出した後、直ちに水中焼入れを行うことで、熱間押出による溶体化処理を施し、直径２５ｍｍの丸棒を得た。その際、熱間押出加工時の加熱温度（９６０℃）から３００℃までの冷却速度は、１１０℃／秒で実施した。次いで、得られた丸棒を冷間加工により直径０．６ｍｍの線材まで加工した後、４００℃で２時間の時効熱処理を行った。このようにして得られた線材について、［１］断面観察、［２］引張強さ、［３］導電率を下記の方法により調べた。その結果を第２表に示す。

［１］断面観察
断面観察は、走査型電子顕微鏡で５０００倍の観察倍率で、縦２０．４μｍ、横１５．３μｍ（約３１２μｍ^２）の矩形の視野で、０．５μｍ以上の化合物が１個以上観察される部位について、任意の３箇所の横断面を観察し、１ｍｍ^２あたりの個数に換算して３視野の平均値を求めた。また、１つの観察視野中に０．５μｍ以上の化合物が３１個以上あったものについては、金属間化合物の密度が１０００００個／ｍｍ^２以上であるとした。

［２]引張強さ
引張試験を、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準じて３本測定しその平均値（ＭＰａ）を示した。試験片は得られた線材から９Ａ号の試験片で実施した。

［３］導電率
四端子法を用いて、２０℃（±１℃）に管理された恒温槽中で、各試料について２本ずつ測定し、その平均値（％ＩＡＣＳ）を示した。

（比較例１）
第１表に示される比較例１のＮｏ．１２〜１７で示される種々の本発明の範囲外にある組成のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金を高周波溶解炉にて溶解し、各ビレットを鋳造した。次に、これらの各ビレットを加熱後、９６０℃で熱間押出した後、直ちに水中焼入れを行うことで、熱間押出による溶体化処理を施し、直径２５ｍｍの丸棒を得た。その際、熱間押出加工時の加熱温度（９６０℃）から３００℃までの冷却速度は、１１０℃／秒で実施した。次いで、得られた丸棒を冷間加工により直径０．６ｍｍの線材まで加工した後、４００℃で２時間の時効熱処理を行った。このようにして得られた線材について、［１］断面観察、［２］引張強さ、［３］導電率を上記の方法と同様に調べた。その結果を第２表に示す。

（比較例２）
第１表のＮｏ．１、５、７、１０の組成の銅合金から作成したＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金をそれぞれ１Ａ、５Ａ、７Ａ、１０Ａとし、これらを高周波溶解炉にて溶解し、各ビレットを鋳造した。次に、これらの各ビレットを加熱後、９００℃で熱間押出した後、直ちに水中焼入れを行うことで、熱間押出による溶体化処理を施し、直径２５ｍｍの丸棒を得た。その際、熱間押出加工時の加熱温度（９００℃）から３００℃までの冷却速度は、１１０℃／秒で実施した。次いで、得られた丸棒を冷間加工により直径０．６ｍｍの線材まで加工した後、４００℃で２時間の時効熱処理を行った。このようにして得られた線材について、［１］断面観察、［２］引張強さ、［３］導電率を上記の方法と同様に調べた。その結果を第２表に示す。

第２表の結果から、実施例１における全ての銅合金材は、金属間化合物の密度が３２０００個／ｍｍ^２以下であり、引張強さが１２８０〜１４１５ＭＰａの範囲であり、且つ導電率が２９〜３３％ＩＡＣＳの範囲である。したがって、本発明における銅合金材の組成およびその製造条件を満たすことで、高強度と高導電性の双方を備える銅合金材が得られることがわかる。

一方、比較例１のＮｏ．１２における銅合金材は、Ｎｉの含有量が本発明の適正範囲よりも少なく、ＣｒおよびＭｇを含有しない。そのため、析出硬化量が小さく、引張強度が１１０８ＭＰａと低かった。また、比較例１のＮｏ．１３、１５、１６、１７における銅合金材は、ＮｉおよびＳｉの含有量は本発明の適正範囲内であるが、ＣｒおよびＭｇの少なくとも１方を含有しないか、あるいは、ＣｒおよびＭｇの少なくとも１方の含有量が、本発明の適正範囲外である。そのため、ＣｒおよびＭｇの粒界反応型析出を抑制する効果が乏しく、時効熱処理を行なった際に粒界反応型析出が生じてしまい、０．５μｍ以上の金属間化合物が、１ｍｍ^２当り１０００００個以上存在し、また、時効熱処理を行なった際、ＮｉおよびＳｉの含有量に見合った析出硬化が得られず、その結果、引張強度が１０５８〜１１５９ＭＰａと低かった。また、比較例１のＮｏ．１４における銅合金材は、ＮｉおよびＳｉの含有量がいずれも本発明の適正範囲よりも多く、そのため、強度上昇に寄与しない粗大なＮｉ−Ｓｉ化合物と強度上昇に寄与する微細なＮｉ−Ｓｉ化合物が多く生成し、その結果、冷間加工の際に断線が生じた。

また、比較例２のＮｏ．１Ａ、５Ａ、７Ａ、１０Ａにおける銅合金材は、合金組成は本発明の適正範囲内であるが、熱間押出温度が９００℃と本発明の適正範囲よりも低い。そのため、粗大なＮｉ−Ｓｉ析出物が生成し、０．５μｍ以上の金属間化合物が、１ｍｍ^２当り１０００００個以上存在した。このような粗大な析出物である金属間化合物が、銅合金材の母相中に非常に多く残存している状態で時効熱処理を行なっても、高強度特性を寄与させることができず、その結果、引張強度が１０７３〜１１４２ＭＰａと低かった。

（実施例２）
第１表に示されるＮｏ．１、５、７、１０の組成を有するＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金を、実施例１に記載の製造条件にしたがって冷間加工まで実施し、直径０．９ｍｍの線材を得た。このようにして得られた直径０．９ｍｍの線材から出発して、通電加熱により９６０℃で加熱後、直ちに水中焼入れを行うことで、溶体化処理を施した。この溶体化処理時の加熱温度（９６０℃）から３００℃までの冷却において、冷却速度を３００℃／秒で実施したＮｏ．１、５、７、１０の組成を有するＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金を、それぞれ１Ｂ、５Ｂ、７Ｂ、１０Ｂとし、当該冷却速度を、５０℃／秒で実施したＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金を、それぞれ１Ｃ、５Ｃ、７Ｃ、１０Ｃとした。次いで、これらの線材を伸線加工により直径０．３ｍｍの線材まで加工した後、３５０℃で２時間の時効熱処理を行った。このようにして得られた線材について、［１］断面観察、［２］引張強さ、［３］導電率を上記の方法と同様に調べた。その結果を第３表に示す。

（比較例３）
第１表のＮｏ．１、５、７、１０の組成の銅合金から作成したＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金をそれぞれ１Ｄ、５Ｄ、７Ｄ、１０Ｄとして、溶体化処理時の加熱温度（９６０℃）から３００℃までの冷却速度を、１０℃／秒で実施した以外は、上記実施例２と同様に実施した。このようにして得られた線材について、［１］断面観察、［２］引張強さ、［３］導電率を上記の方法と同様に調べた。その結果を第３表に示す。

第３表の結果から、実施例２における全ての銅合金材は、溶体化処理の冷却速度を５０℃／秒以上で実施しており、金属間化合物の密度が３２００〜２２０００個／ｍｍ^２の範囲と少なく、引張強さが１３１４〜１４２９ＭＰａと高く、且つ導電率が２５〜２７％ＩＡＣＳと高かった。したがって、本発明における銅合金材の製造条件を満たすことで、高強度と高導電性の双方を備える銅合金材が得られることがわかる。

一方、比較例３における銅合金材は、溶体化処理の冷却速度を１０℃／ｓで実施したため、０．５μｍ以上の金属間化合物が、１ｍｍ^２当り１０００００個以上存在した。このような金属間化合物が、銅合金材の母相中に非常に多く残存している状態で時効熱処理を行なっても、高強度特性を寄与させることができないため、引張強さが１０６２〜１１３０ＭＰａと低かった。

（実施例３）
第１表のＮｏ．１、５、７、１０の組成の銅合金から作成したＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金を、それぞれ１Ｅ、５Ｅ、７Ｅ、１０Ｅとし、高周波溶解炉にて溶解し、各ビレットを鋳造した。次に、これらの各ビレットを加熱後、９６０℃で熱間押出した後、直ちに水中焼入れを行うことで溶体化処理を施し、直径２５ｍｍの丸棒を得た。その際、熱間押出加工時の加熱温度（９６０℃）から３００℃までの冷却速度は、１１０℃／秒で実施した。次いで、得られた丸棒を冷間加工（第１冷間加工）により直径０．６ｍｍの線材まで加工した後、３００℃で６時間の時効熱処理（第１時効熱処理）を行った。その後、さらに直径０．３ｍｍの線材になるまで冷間加工（第２冷間加工）し、再度、３００℃で１２時間の時効熱処理（第２時効熱処理）を行った。このようにして得られた線材について、［１］断面観察、［２］引張強さ、［３］導電率を上記の方法と同様に調べた。その結果を第４表に示す。

（比較例４）
第１表のＮｏ．１、５、７、１０の組成の銅合金から作成したＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金をそれぞれ１Ｆ、５Ｆ、７Ｆ、１０Ｆとして、第２冷間加工後に第２時効熱処理溶体化処理を行わないこと以外は、上記実施例３と同様に実施した。このようにして得られた線材について、［１］断面観察、［２］引張強さ、［３］導電率を上記の方法と同様に調べた。その結果を第４表に示す。

第４表の結果から、実施例３のように、第１時効熱処理工程の後、さらに第２冷間加工と、第２時効熱処理を行うことで、より高強度な銅合金材が得られ、特に、１４５０〜１５６０ＭＰａの非常に高い引張強さを示す銅合金材が得られることがわかる。一方、比較例４は、第２冷間加工を行った後に第２時効熱処理を行わなかったため、導電性が劣った。

本発明によれば、高濃度のＮｉおよびＳｉを含有させるとともに、ＣｒおよびＭｇも含有させ、銅合金材の母相に残存する一定の粒径範囲内にある金属間化合物の密度の適正化を図ることによって、高強度と高導電性の双方を兼ね備えた銅合金材の提供が可能になった。

また、本発明によれば、溶体化処理の際、加熱温度と水中焼入れにおける特定の温度範囲での冷却速度の適正化を図ることで、上述した高強度と高導電性の双方を兼ね備えた銅合金材の製造方法の提供が可能になった。

本発明の銅合金材は、特に電子機器用部品に好適に用いられるものであり、例えば、リードやコネクタ、溶接用電極などの導電性材料に適用することができる。また、光ピックアップ装置のサスペンションワイヤの線材や、導電性を有する、コイルばね用線材等にも好適に用いることができる。

Claims (8)

1. Ｎｉを４．５０〜７．００質量％、Ｓｉを０．９０〜１．９０質量％、Ｃｒを０．０５〜０．３０質量％およびＭｇを０．０５〜０．２０質量％含有し、さらにＳｎを０．００〜１．５０質量％、Ａｇを０．００〜０．３０質量％、Ｍｎを０．００〜０．５０質量％、Ｆｅを０．００〜０．２０質量％およびＣｏを０．００〜２．００質量％のうち１種または２種以上を総量で０．００〜２．００質量％含有し、残部がＣｕおよび不可避不純物からなる銅合金材であって、
   粒径０．５μｍ以上の金属間化合物が３２０００個／ｍｍ^２以下の密度で前記銅合金材の母相中に存在し、
   引張強さが１２００ＭＰａ以上で、且つ導電率が２０％ＩＡＣＳ以上であることを特徴とする銅合金材。
2. Ｓｎを０．０５〜１．５０質量％、Ａｇを０．０１〜０．３０質量％、Ｍｎを０．０１〜０．５０質量％、Ｆｅを０．０１〜０．２０質量％およびＣｏを０．０５〜２．００質量％のうち１種または２種以上を総量で０．０１〜２．００質量％含有する、請求項１に記載の銅合金材。
3. 引張強さが１４００ＭＰａ以上である、請求項１または２に記載の銅合金材。
4. 前記銅合金材が線材である、請求項１乃至３までのいずれか１項に記載の銅合金材。
5. 請求項１乃至４までのいずれか１項に記載の銅合金材の製造方法であって、
   銅合金を、９５０℃以上の加熱温度で加熱した後、直ちに、前記加熱温度から３００℃までの温度範囲にわたって３０℃／秒以上の冷却速度で冷却する溶体化処理を施し、
   次いで、８０％以上の加工率で第１冷間加工を施し、
   引き続き、２００〜６００℃で０．５時間以上２４時間以下の第１時効熱処理を行い、
   その後、さらに第２冷間加工を施す場合には、前記第２冷間加工後に、２００〜６００℃で０．５時間以上２４時間以下の第２時効熱処理を施すことを特徴とする銅合金材の製造方法。
6. 前記第１時効熱処理後、７０％以上の加工率の前記第２冷間加工と、２００〜６００℃で０．５時間以上１２時間以下の前記第２時効熱処理とを１回以上繰り返して行う、請求項５に記載の銅合金材の製造方法。
7. 前記溶体化処理の加熱が、熱間押出加工にて行なわれる、請求項５または６に記載の銅合金材の製造方法。
8. 前記溶体化処理の加熱が、通電加熱にて行なわれる、請求項５または６に記載の銅合金材の製造方法。