JP2016079472A - 銅合金板材の製造方法並びにその板材および通電部品 - Google Patents

Abstract

【課題】導電性、強度、曲げ加工性および、圧延方向と板厚方向の両方に対して垂直な方向の負荷応力を付与した場合の耐応力緩和特性、に優れるＣｕ−Ｆｅ−Ｐ−Ｍｇ系銅合金板材を量産に適した合理的な手法の提供。【解決手段】質量％で、Ｆｅ：０.０５〜２.５０％、Ｍｇ：０.０３〜１.００％、Ｐ：０.０１〜０.２０％を含有する銅合金を溶製し、熱間圧延を６００〜４００℃の滞在時間：１ｍｉｎ以上、６００℃以下での合計圧延率：２０％以上、最終パス温度：４００〜５５０℃、４００〜３００℃の平均冷却速度：５℃／ｓｅｃ以上の条件で行い、仕上冷間圧延前の中間焼鈍を５５０〜６００℃での保持時間：０.４ｈ以上、最高到達温度から４００℃までの冷却所要時間：２.０ｈ以上、５５０〜４００℃の平均冷却速度：８０℃／ｈ以下の条件で行う銅合金板材の製造方法。【選択図】なし

Description

本発明は、曲げ加工性と耐応力緩和特性を改善したＣｕ−Ｆｅ−Ｐ−Ｍｇ系銅合金板材の製造方法であって、特に、音叉端子など、圧延方向と板厚方向の両方に対して垂直な方向（ＴＤ）に応力が付与された状態で使用される部品にも好適な高強度銅合金板材の大量生産に適した合理的な製造方法に関する。また、その銅合金板材、およびそれを加工してなる音叉端子などの通電部品に関する。

Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ−Ｍｇ系銅合金は、導電性の良好な高強度部材を得ることが可能な合金であり、通電部品の用途に使用されている。この種の銅合金を用いて、強度、導電性、プレス加工性、曲げ加工性、あるいは耐応力緩和特性など、目的に応じた特性の改善が試みられている（特許文献１〜５）。

特開昭６１−６７７３８号公報 特開平１０−２６５８７３号公報 特開２００６−２０００３６号公報 特開２００７−２９１５１８号公報 米国特許第６０９３２６５号

コネクタなどの通電部品に使用する銅合金板材としては、曲げ加工性に優れること、および耐応力緩和特性に優れることが重要である。このうち、耐応力緩和特性については、従来、素材である板材の板厚方向に負荷応力（たわみ変位）を付与する方法で評価されている。しかしながら、音叉端子などの部品では、素材の板厚方向に対して垂直な方向、すなわち素材の板面に平行な方向の変位を受けた状態で使用されることとなる。板材において、圧延方向（ＬＤ）や、圧延方向と板厚方向の両方に対して垂直な方向（ＴＤ）は、いずれも「板厚方向に対して垂直な方向」に該当する。音叉端子の場合、素材である板材からの採取方向がどのようであっても、部品内には、付与されるたわみ変位の方向がＬＤとなる箇所とＴＤとなる箇所が生じる。

発明者らの検討によれば、付与されるたわみ変位の方向（負荷応力の方向）が、（i）板厚方向である場合、（ii）ＬＤである場合、（iii）ＴＤである場合、の３通りについて、同一の銅合金板材の耐応力緩和特性を比較した場合、（iii）のＴＤである場合の応力緩和率が最も悪い結果となりやすいことがわかった。したがって、音叉端子など、「板厚方向に対して垂直な方向」に変位を受けた状態で使用される部品の用途を考慮したとき、たわみ変位の方向がＴＤである場合の耐応力緩和特性を改善することが重要である。しかしながら、このような特性を改善した銅合金板材は知られていない。

本発明は、導電性の良好な高強度Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ−Ｍｇ系銅合金板材において、曲げ加工性と、たわみ変位の方向がＴＤである場合の耐応力緩和特性を同時に改善することを目的とする。特に、工業的な量産に適した合理的な手法を開示する。

発明者らの詳細な研究によれば、Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ−Ｍｇ系銅合金板材において、マトリクス中の固溶Ｍｇと微細なＦｅ−Ｐ系化合物が、たわみ変位の方向がＴＤである場合の耐応力緩和特性を改善するうえで極めて有効に作用することがわかった。また、特に粒子径１００ｎｍ以上のＭｇ−Ｐ系化合物は、曲げ加工性を低下させる要因となるも明らかとなった。Ｍｇについては、トータルＭｇ含有量の４７％以上のＭｇを固溶Ｍｇとして含有していることが、曲げ加工性とたわみ変位の方向がＴＤである場合の耐応力緩和特性を改善するうえで極めて有効であるとのデータが得られた。

ただし、固溶Ｍｇ量を十分に確保した上述の組織状態を、工業的な板材量産現場において低コストで安定的に実現することは容易ではなかった。例えば、複数回の中間焼鈍を慎重に行いながらＦｅ−Ｐ系化合物の析出を入念にコントロールすれば、上記所望の固溶Ｍｇ量を確保した板材を得ることは可能である。しかしながら、複数回の中間焼鈍を必須とする工程を採用することは従来よりも工程負荷を増大させ、製造コストの上昇を招いてしまう。そこで発明者らは更なる検討を進めた結果、熱間圧延条件を工夫することにより、その後に行う時効処理を兼ねた中間焼鈍を１回で済ませるシンプルな工程により、上記所望の組織状態が得られることを見出した。

すなわち、本発明では、質量％で、Ｆｅ：０.０５〜２.５０％、Ｍｇ：０.０３〜１.００％、Ｐ：０.０１〜０.２０％、Ｓｎ：０〜０.５０％、Ｎｉ：０〜０.３０％、Ｚｎ：０〜０.３０％、Ｓｉ：０〜０.１０％、Ｃｏ：０〜０.１０％、Ｃｒ：０〜０.１０％、Ｂ：０〜０.１０％、Ｚｒ：０〜０.１０％、Ｔｉ：０〜０.１０％、Ｍｎ：０〜０.１０％、Ｖ：０〜０.１０％、残部Ｃｕおよび不可避的不純物からなる化学組成の銅合金の溶融物をモールドで凝固させ、凝固後の冷却過程における７００〜３００℃の平均冷却速度を３０℃／ｍｉｎ以上として鋳片を製造する鋳造工程、
得られた鋳片を、８５０〜９５０℃の範囲に加熱保持する鋳片加熱工程、
前記加熱後の鋳片を、６００℃から４００℃までの滞在時間：１ｍｉｎ以上、６００℃以下での合計圧延率：２０％以上、最終パス温度：４００〜５５０℃を満たす条件で熱間圧延した後、４００〜３００℃の平均冷却速度が５℃／ｓｅｃ以上となるように急冷する熱間圧延工程、
圧延率３０％以上で圧延する冷間圧延工程、
前記冷間圧延後の板材を５５０〜６００℃の範囲に加熱し、５５０〜６００℃での保持時間：０.４ｈ以上、５５０〜６００℃における最高到達温度から４００℃までの冷却所要時間：２.０ｈ以上、５５０℃から４００℃までの平均冷却速度：８０℃／ｈ以下好ましくは１０〜８０℃／ｈを満たす条件で熱処理する中間焼鈍工程、
圧延率５〜９５％で圧延する仕上冷間圧延工程、
２００〜４００℃で加熱する低温焼鈍工程、
を上記の順に有する銅合金板材の製造方法が提供される。

上記の銅合金の化学組成において、下記（２）式を満たすことがより好ましい。
Ｍｇ−１.１８（Ｐ−Ｆｅ／３.６）≧０.０３ …（２）
ただし、（２）式の元素記号Ｍｇ、Ｐ、Ｆｅの箇所にはそれぞれの元素の含有量を質量％で表した値が代入される。
また、上記の合金元素のうち、Ｓｎ、Ｎｉ、Ｚｎ、Ｓｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｂ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｖは任意含有元素である。

前記の鋳造工程、熱間圧延工程、冷間圧延工程、中間焼鈍工程、仕上冷間圧延工程、および低温焼鈍工程を上記の順に有する製造手順によって、下記（１）式により定まるＭｇ固溶率が４７％以上、粒子径５０ｎｍ以上のＦｅ−Ｐ系化合物の存在密度が１０.００個／１０μｍ²以下、かつ粒子径１００ｎｍ以上のＭｇ−Ｐ系化合物の存在密度が１０.００個／１０μｍ²以下である金属組織とすることができる。
Ｍｇ固溶率（％）＝固溶Ｍｇ量（質量％）／トータルＭｇ含有量（質量％）×１００ …（１）
ここで、固溶Ｍｇ量とは、倍率１０万倍のＴＥＭ観察でのＥＤＸ分析により求まるＣｕマトリクス部分の平均Ｍｇ濃度（質量％）を意味する。Ｆｅ−Ｐ系化合物およびＭｇ−Ｐ系化合物の粒子径は、ＴＥＭにより観測される粒子の長径を意味する。

上記銅合金板材は、例えば、導電率が６５％ＩＡＣＳ以上であり、圧延方向をＬＤ、圧延方向と板厚方向の両方に対して垂直な方向をＴＤと呼ぶとき、ＪＩＳ Ｚ２２４１に従うＬＤの０.２％耐力が４５０Ｎ／ｍｍ²以上であり、ＪＩＳ Ｚ３１１０に従うＷ曲げ試験において曲げ軸をＬＤ、曲げ半径Ｒと板厚ｔの比Ｒ／ｔを０.５とする条件にて割れが観測されない曲げ加工性を有し、片持ち梁方式の応力緩和試験において長手方向がＬＤに一致し、ＴＤの幅が０.５ｍｍである試験片を用い、たわみ変位の付与方向をＴＤとする方法でＬＤの０.２％耐力の８０％の負荷応力を加え、１５０℃で１０００時間保持した場合の応力緩和率が３５％以下である特性を有するものである。本発明の銅合金板材の板厚は例えば０.１〜２.０ｍｍの範囲とすることが好ましく、０.４〜１.５ｍｍの範囲が一層好ましい。

また本発明では、上記銅合金板材から加工された部品であって、前記銅合金板材の圧延方向と板厚方向の両方に対して垂直な方向（ＴＤ）に由来する部品内の方向に負荷応力が付与された状態で使用される通電部品が提供される。

本発明によれば、導電性、強度、曲げ加工性、耐応力緩和特性を高いレベルで兼ね備えた銅合金板材が、量産に適した合理的な手法によって提供される。特に、圧延方向と板厚方向の両方に対して垂直な方向（ＴＤ）に負荷応力が付与された状態で使用される通電部品において、高い耐久性を実現することができる。

《化学組成》
以下、合金元素の化学組成に関する「％」は特に断らない限り「質量％」を意味する。
Ｆｅは、Ｐとの化合物を形成しマトリクス中へ微細析出することにより、強度向上および耐応力緩和特性の向上に寄与する元素である。これらの効果を十分に発揮させるために０.０５％以上のＦｅ含有量を確保する。ただし過剰のＦｅ含有は導電率の低下を招く要因となるので、２.５０％以下の範囲に制限する。１.００％以下であることがより好ましく、０.５０％以下であることがさらに好ましい。

Ｐは、一般的に銅合金の脱酸剤として寄与するが、本発明ではＦｅ−Ｐ系化合物およびＭｇ−Ｐ系化合物の微細析出によって強度および耐応力緩和特性の向上をもたらす。これらの効果を十分に発揮させるために０.０１％以上のＰ含有量を確保する。０.０２％以上とすることがより好ましい。ただし、Ｐ含有量が多くなると熱間割れが生じやすくなるので、Ｐ含有量は０.２０％以下の範囲とする。０.１７％以下であることがより好ましく、０.１５％以下であることがさらに好ましい。

Ｍｇは、Ｃｕマトリクスに固溶することにより耐応力緩和特性の向上に寄与する。また、微細なＭｇ−Ｐ系化合物を形成することにより、強度および耐応力緩和特性の向上に寄与する。特に、付与されるたわみ変位の方向がＴＤである場合の耐応力緩和特性（以下、これを「たわみ方向がＴＤの耐応力緩和特性」という）に関しては、微細なＦｅ−Ｐ系化合物の寄与に加えて、固溶Ｍｇの寄与と、微細なＭｇ−Ｐ系化合物の寄与が必要となる。そのためには、Ｍｇ含有量を０.０３％以上とする必要がある。ただし、多量のＭｇ添加は、熱間割れを招くなどトラブルの要因となる。種々検討の結果、Ｍｇ含有量は１.００％以下に制限される。０.５０％以下であることがより好ましく、０.２０％以下であることがさらに好ましい。

さらに、ＦｅおよびＰの含有量との関係において下記（２）式を満たすようにＭｇを含有させることが好ましい。
Ｍｇ−１.１８（Ｐ−Ｆｅ／３.６）≧０.０３ …（２）
ここで、（２）式の元素記号Ｍｇ、Ｐ、Ｆｅの箇所にはそれぞれの元素の含有量を質量％で表した値が代入される。そのＭｇ含有量は、後述（１）式のトータルＭｇ含有量と同じものである。（２）式左辺は、化合物を形成しないフリーのＭｇ存在量（質量％）を示す指標である。（２）式左辺によって算出されるフリーのＭｇ存在量は、理論上、Ｃｕマトリクス中の固溶Ｍｇ量に相当すると考えられる。しかしながら、後述のように実測される固溶Ｍｇ量は、上記の理論上のフリーのＭｇ存在量より少なくなる場合も多い。実際の固溶Ｍｇ量を十分に確保するうえで、（２）式左辺の指標によって表されるフリーのＭｇ存在量が０.０３％以上となるようＭｇ含有量を調整することがより効果的である。

その他、必要に応じて以下に示す元素の１種以上を、それぞれ以下の含有量範囲内で含有させることができる。
Ｓｎ：０.５０％以下、Ｎｉ：０.３０％以下、Ｚｎ：０.３０％以下、Ｓｉ：０.１０％以下、Ｃｏ：０.１０％以下、Ｃｒ：０.１０％以下、Ｂ：０.１０％以下、Ｚｒ：０.１０％以下、Ｔｉ：０.１０％以下、Ｍｎ：０.１０％以下、Ｖ：０.１０％以下
ただし、これらの任意含有元素の合計含有量は０.５０％以下とすることが好ましい。

《金属組織》
〔Ｍｇ固溶率〕
本発明では、耐応力緩和特性を向上させるために、Ｃｕマトリクス中に固溶するＭｇの作用を利用する。ＭｇはＣｕより原子半径が大きいため、コットレル雰囲気の形成や、空孔との結合によるマトリクス内の空孔減少をもたらし、これらの作用が転移の動きを阻害して耐応力緩和特性を向上させると考えられる。

Ｃｕマトリクス中の固溶Ｍｇ量は、化学組成に基づく上記（２）式左辺の計算によりある程度推定することができる。しかし、発明者らはＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）を用いた微視的なＥＤＸ分析（エネルギー分散型Ｘ線分析）を詳細に行ったところ、実際にマトリクス中に固溶しているとみられるＭｇ量は、必ずしも（２）式による推定値に近い値を示すとは限らず、大幅に低い値となる場合もあることが確認された。特に、たわみ方向がＴＤの耐応力緩和特性を安定して改善するためには、直接的な測定に基づいて定まる「実際に固溶しているＭｇの量」を十分に確保することが極めて有効であることがわかった。

実際に固溶しているＭｇの量は、ＴＥＭ観察でのＥＤＸ分析によるＣｕマトリクス部分のＭｇ検出量を測定する手法により評価することができる。具体的には、倍率１０万倍のＴＥＭ観察画像において、析出物が観察されないＣｕマトリクスの部分に電子線を照射してＥＤＸ分析を行い、Ｍｇ濃度を測定する。この測定を、ランダムに選択した１０箇所において行い、各箇所でのＭｇ濃度の測定値（質量％に換算したもの）の平均値を、当該銅合金板材の固溶Ｍｇ量とする。

発明者らの検討によれば、当該合金中に含有されるトータルＭｇのうちの４７％以上が前記固溶Ｍｇ量（すなわち実測に基づく固溶Ｍｇ量）として存在していることが、たわみ方向がＴＤの耐応力緩和特性を安定して改善するうえでの必要条件として重要であることがわかった。具体的には、たわみ変位の付与方向をＴＤとする後述の応力緩和試験による応力緩和率が３５％以下である良好な耐応力緩和特性を安定して実現するために、下記（１）式で定義されるＭｇ固溶率を４７％以上とすることが極めて有効であり、４９％以上とすることが一層効果的である。
Ｍｇ固溶率（％）＝固溶Ｍｇ量（質量％）／トータルＭｇ含有量（質量％）×１００ …（１）
ここで、「固溶Ｍｇ量（質量％）」は上述の実測に基づく固溶Ｍｇ量であり、「トータルＭｇ含有量（質量％）」は当該銅合金板材の化学組成として表示されるＭｇ含有量（質量％）である。上記Ｍｇ固溶率の上限は特に規定する必要はなく、１００％に近い値であっても構わないが、通常、９５％以下の値となる。本発明で規定する合金組成および製造条件に従うことによってＭｇ固溶率４７％以上の組織状態に調整することが可能である。なお、たわみ方向がＴＤの耐応力緩和特性を安定して改善するには、Ｍｇ固溶率を４７％以上とするだけでは不十分であり、Ｆｅ−Ｐ化合物の微細粒子がＣｕマトリクスに分散した金属組織であることを要する。

〔Ｆｅ−Ｐ系化合物〕
Ｆｅ−Ｐ系化合物は原子割合でＦｅが最も多く含まれ、次いでＰが多く含まれる化合物であり、Ｆｅ₂Ｐを主体とするものである。Ｆｅ−Ｐ系化合物のうち、粒子径が５０ｎｍ未満の微細粒子は、Ｃｕマトリクス中に分布することによって強度向上や耐応力緩和特性の向上に寄与する。しかし、粒子径が５０ｎｍ以上の粗大粒子は、強度向上や耐応力緩和特性の向上に対する寄与が少ない。また、粗大化の程度が進むと曲げ加工性を低下させる要因となる。

強度および耐応力緩和特性の向上に有効である微細なＦｅ−Ｐ系化合物が十分に存在しているかどうかについては、粗大なＦｅ−Ｐ系化合物の量および粗大なＭｇ−Ｐ系化合物の量が所定範囲に抑制されていることをもって、評価することができる。具体的には、本発明で規定する化学組成を満たす銅合金において、粒子径５０ｎｍ以上のＦｅ−Ｐ系化合物の存在密度が１０.００個／１０μｍ²以下に抑制されており、かつ粒子径１００ｎｍ以上のＭｇ−Ｐ系化合物の存在密度が１０.００個／１０μｍ²以下に抑制されている場合、良好なＴＤの耐応力緩和特性を実現するに足る量の微細Ｆｅ−Ｐ系化合物粒子が分散していると見てよい。粒子径５０ｎｍ以上のＦｅ−Ｐ系化合物の存在密度は５.００個／１０μｍ²以下に抑制されていることがより効果的である。

なお、粒子径５０ｎｍ以上のＦｅ−Ｐ系化合物の存在密度を過剰に低減することは、製造条件の制約を大きくする観点からは好ましくない。通常、粒子径５０ｎｍ以上のＦｅ−Ｐ系化合物の存在密度は０.０５〜１０.００個／１０μｍ²の範囲とすればよく、０.０５〜５.００個／１０μｍ²の範囲に管理してもよい。

〔Ｍｇ−Ｐ系化合物〕
Ｍｇ−Ｐ系化合物は原子割合でＭｇが最も多く含まれ、次いでＰが多く含まれる化合物であり、Ｍｇ₃Ｐ₂を主体とするものである。Ｍｇ−Ｐ系化合物のうち、粒子径が１００ｎｍ未満の微細粒子は、Ｃｕマトリクス中に分布することによって強度向上や耐応力緩和特性の向上に寄与する。ただし、耐応力緩和特性に関しては固溶Ｍｇの存在が有効であり、粒子径が１００ｎｍ未満のＭｇ−Ｐ系化合物を多量に存在させることは固溶Ｍｇの減少を招くことにもなるので、本発明において、微細なＭｇ−Ｐ系化合物を多量に存在させることは必ずしも好ましいとは限らない。一方、粒子径が１００ｎｍ以上のＭｇ−Ｐ系化合物粒子は、強度向上や耐応力緩和特性の向上に対する寄与が少ないだけでなく、曲げ加工性を低下させる大きな要因となることがわかった。種々検討の結果、粒子径が１００ｎｍ以上のＭｇ−Ｐ系化合物の存在密度は１０.００個／１０μｍ²以下に制限する必要があり、５.００個／１０μｍ²以下であることがより好ましい。

なお、粒子径１００ｎｍ以上のＭｇ−Ｐ系化合物の存在密度を過剰に低減することは、製造条件の制約を大きくする観点からは好ましくない。通常、粒子径１００ｎｍ以上のＭｇ−Ｐ系化合物の存在密度は０.０５〜１０.００個／１０μｍ²の範囲とすればよく、０.０５〜５.００個／１０μｍ²の範囲に管理してもよい。

《特性》
上記の化学組成、Ｍｇ固溶率および金属組織を有する銅合金板材において、以下の特性を有するものが提供できる。
（ａ）導電率が６５％ＩＡＣＳ以上、好ましくは７０％ＩＡＣＳ以上、
（ｂ）圧延方向をＬＤ、圧延方向と板厚方向の両方に対して垂直な方向をＴＤと呼ぶとき、ＪＩＳ Ｚ２２４１に従うＬＤの０.２％耐力が４５０Ｎ／ｍｍ²以上、
（ｃ）ＪＩＳ Ｚ３１１０に従う９０°Ｗ曲げ試験において曲げ軸をＬＤ（Ｂ.Ｗ.）、曲げ半径Ｒと板厚ｔの比Ｒ／ｔを０.５とする条件にて割れが観測されない曲げ加工性、
（ｄ）片持ち梁方式の応力緩和試験において長手方向がＬＤに一致し、ＴＤの幅が０.５ｍｍである試験片を用い、たわみ変位の付与方向をＴＤとする方法でＬＤの０.２％耐力の８０％の負荷応力を加え、１５０℃で１０００時間保持した場合の応力緩和率が３５％以下、好ましくは３０％以下。
このような特性を有する銅合金板材は、音叉端子など、特に素材の板面に平行な方向のたわみ変位が付与される通電部材に適するものである。
なお、上記応力緩和試験は、日本電子材料工業会標準規格ＥＭＡＳ−１０１１に示される片持ち梁方式において、たわみ変位の付与方向をＴＤとして実施すればよい。

《製造方法》
Ｍｇ固溶率、Ｆｅ−Ｐ系化合物、Ｍｇ−Ｐ系化合物に関する上記各規定を満たし、上述の特性を呈する銅合金板材を工業的に安定して量産するための手法として、本発明では以下の製造方法を開示する。

〔鋳造工程〕
上記規定に従う化学組成の銅合金の溶融物をモールド（鋳型）で凝固させ、凝固後の冷却過程における７００〜３００℃の平均冷却速度を３０℃／ｍｉｎ以上として鋳片を製造する。この平均冷却速度は鋳片の表面温度に基づくものである。７００〜３００℃の温度域ではＦｅ−Ｐ系化合物およびＭｇ−Ｐ系化合物が生成する。この温度域を上記より遅い冷却速度で冷却すると、極めて粗大なＦｅ−Ｐ系化合物およびＭｇ−Ｐ系化合物が多量に生成する。その場合、微細なＦｅ−Ｐ系化合物が分散し、かつＭｇ固溶率が前述の範囲にある板材を得ることが極めて難しくなる。鋳造方式としてはバッチ式鋳造、連続鋳造のいずれを適用することも可能である。鋳造後は必要に応じて鋳片表面の面削が実施される。

〔鋳片加熱工程〕
鋳造工程で得られた鋳片を８５０〜９５０℃の範囲に加熱保持する。この温度範囲での保持時間は２０ｍｉｎ以上とすることが望ましく、３０ｍｉｎ以上とすることがより好ましい。この保持により鋳造組織の均質化が進行し、また粗大なＦｅ−Ｐ系化合物およびＭｇ−Ｐ系化合物の固溶化が進行する。この熱処理は熱間圧延工程での鋳片加熱時に行うことができる。

〔熱間圧延工程〕
前記加熱後の鋳片を、６００℃から４００℃までの滞在時間：１ｍｉｎ以上、６００℃以下での合計圧延率：２０％以上、最終パス温度：４００〜５５０℃を満たす条件で熱間圧延する。６００℃から４００℃までの滞在時間とは、熱間圧延中の材料の板幅中央部における表面温度が６００℃から４００℃まで低下するのに要する所要時間を意味する。Ｆｅ−Ｐ系化合物が析出しやすい温度域は、Ｍｇ−Ｐ系化合物が析出しやすい温度域よりも高温域にある。熱間圧延時に６００〜４００℃での滞在時間を１ｍｉｎ以上確保することにより、その温度域でＦｅ−Ｐ化合物の析出をＭｇ−Ｐ系化合物の析出よりも優先して進行させ、合金中に含まれるＰをできるだけＦｅ−Ｐ系化合物の析出に消費させてしまう。それにより、その後の冷却過程でＭｇ−Ｐ系化合物の生成量が低減され、固溶Ｍｇの残存量を増大させることができる。また、熱延最終パス温度を４００〜５５０℃とし、かつ４００〜６００℃の間に行われる１回または複数回の圧延パスにおける合計圧延率を２０％以上確保することにより、Ｆｅ−Ｐ系化合物の析出形態を微細化させる。４００〜６００℃での圧延率が２０％を下回ると粗大なＦｅ−Ｐ系化合物が残存しやすく、耐応力緩和特性の向上が不十分となりやすい。熱延最終パス温度は４００℃以上５００℃未満の範囲とすることがより好ましく、具体的には例えば４００℃以上４９０℃以下、あるいは４１０℃以上４８０℃以下といった範囲に管理することができる。なお、熱間圧延１パス目の温度（初回パス温度）は例えば８５０〜９５０℃の範囲に設定すればよい。

ここで、板厚ｈ₀（ｍｍ）から板厚ｈ₁（ｍｍ）までｎパス（ｎは１以上の整数）の圧延により板厚を減じる場合、そのｎパスでの圧延における合計圧延率Ｒ（％）は下記（３）式により定まる（後述の各冷間圧延工程での圧延率についても同様）。
圧延率Ｒ（％）＝（ｈ₀−ｈ₁）／ｈ₀×１００ …（３）
従って、上記の「６００℃以下での合計圧延率」は、６００℃以下で行われる最初の圧延パスに供する材料の板厚をｈ₀（ｍｍ）、最終パス後の板厚をｈ₁（ｍｍ）として上記（３）式を適用することにより求まる。

最終パス後は、６００℃から４００℃までの滞在時間が既に１ｍｉｎ以上確保されている場合は、すぐに急冷してよい。最終パス後に上記滞在時間がまだ１ｍｉｎ以上経っていない間合いは、１ｍｉｎ経過する時点まで待った後に急冷を開始する。急冷は、巻き取られた熱延板のコイルを水槽中に浸漬する方法や、巻取前の板に水を吹き付ける方法などにより行うことができる。熱延後には４００〜３００℃の平均冷却速度が５℃／ｓｅｃ以上となるように急冷することが望ましく、２０℃／ｓｅｃ以上とすることがより好ましい。この急冷によりＭｇ−Ｐ系化合物の生成を抑制する。

〔冷間圧延工程〕
前記の熱間圧延工程によって得られた板材（熱延板）を圧延率３０％以上、より好ましくは３５％以上で冷間圧延する。この工程で付与される冷間加工歪によって、次工程の焼鈍でＦｅ−Ｐ系化合物の析出処理を極めて短時間で行うことができ、Ｆｅ−Ｐ系化合物の微細化に有効となる。冷間圧延率の上限は目標板厚および冷間圧延機のミルパワーによって適宜設定することができる。通常、９５％以下の圧延率とすればよく、８０％以下あるいは７０％以下の範囲で設定してもよい。

〔中間焼鈍工程〕
本発明では、上記の冷間圧延工程と後述の仕上冷間圧延工程の間で、時効処理を兼ねた中間焼鈍を１回で済ませる。複数回の中間焼鈍により析出形態を入念に調整すれば所望の組織状態を得ることは比較的容易であると考えられるが、そのような手法は量産材の製造コスト上昇を招く要因となる。発明者らは詳細な検討の結果、以下に示すように、中間焼鈍を１回で済ませる合理的な手法を見出した。すなわち、前記冷間圧延後の板材を５５０〜６００℃の範囲に加熱し、５５０〜６００℃での保持時間を０.４ｈ以上好ましくは０.５ｈ以上確保する。５５０〜６００℃での保持時間は、材料温度が５５０〜６００℃の間に維持されている温度である。この保持時間が不足するとＦｅ−Ｐ系化合物の析出が不十分となる。この保持時間の上限は特に規定しないが、通常５ｈ以内とすればよく、３ｈ以内に設定してもよい。

また、この焼鈍では、温度を低下させる過程でＦｅ−Ｐ化合物の溶解度を徐々に減じていき、合金中に固溶状態で残存するＰをできるだけＦｅ−Ｐ化合物として消費させてしまうことが重要である。そのために本発明では、材料温度を徐々に低下させていく過程に要する時間（徐冷時間）を十分に確保する。具体的には、５５０〜６００℃における最高到達温度から４００℃までの冷却所要時間を２.０ｈ以上とすること、および、少なくとも５５０℃から４００℃までの平均冷却速度を８０℃／ｈ以下、より好ましくは４０℃／ｈ以下とすることにより、Ｆｅ、Ｐの溶解度を減じながらＦｅ−Ｐ系化合物の析出を更に進行させることができる。その場合、温度が４００℃まで低下した時点で、固溶しているＰはほとんど残っていないと考えられる。４００℃より低温域は、本来、Ｆｅ−Ｐ系化合物に加えＭｇ−Ｐ系化合物の析出も活発に起こる温度域であるが、上記の徐冷条件に従えば既に優先的に析出したＦｅ−Ｐ系化合物によってＭｇと結合し得るＰはほとんど残存していないので、更なるＭｇ−Ｐ系化合物の生成が防止され、結果的にＭｇの固溶量が非常に多い、この合金系としては特異な組織状態が実現されるのである。５５０℃から４００℃までの平均冷却速度があまり遅いと生産性が低下するので、通常、その平均冷却速度は１０℃／ｈ以上の範囲で設定すればよい。また、前記最高到達温度から４００℃までの冷却所要時間については、２０ｈ以下の範囲で設定することが望ましく、通常、１０ｈ以下の範囲で設定すればよい。
上記において、最高到達温度を保持温度として加熱保持する場合は、「最高到達温度から４００℃までの冷却所要時間」を定めるための開始時期は最高到達温度からの降温が始まる時点とする。焼鈍時の材料温度は板材の板幅方向（すなわち圧延直角方向）中央部における表面温度によって把握することができる。

〔仕上冷間圧延工程〕
上記の中間焼鈍の後、最終的な板厚調整や更なる強度向上のために、圧延率５〜９５％の範囲で仕上冷間圧延を行う。過剰に高い圧延率に設定すると材料中の歪量が増加し、曲げ加工性が低下するため、圧延率は９５％以下の範囲で設定する。９０％以下とすることがより好ましく、７０％以下とすることが一層好ましい。ただし、強度向上の効果を十分に得るためには５％以上の圧延率を確保することが望ましく、２０％以上の圧延率を確保することがより好ましい。

〔低温焼鈍工程〕
低温焼鈍は一般に連続焼鈍炉またはバッチ式焼鈍炉で行われる。いずれの場合も材料の物温が２００〜４００℃となるように加熱保持する。これにより、歪みが緩和され、導電率が向上する。また、曲げ加工性および耐応力緩和特性も向上する。加熱温度が２００℃より低い場合は歪みの緩和効果が十分に得られず、特に仕上冷間圧延の加工率が高い場合には曲げ加工性の改善が難しい。加熱温度が４００℃を超えると材料の軟化が生じやすく、好ましくない。保持時間は連続焼鈍の場合は３〜１２０ｓｅｃ、バッチ焼鈍の場合は１０ｍｉｎ〜２４ｈ程度とすればよい。

表１に示す化学組成を有する銅合金を溶解し、鋳片を得た。鋳造の際、モールド（鋳型）に設置した熱電対によって鋳片表面の冷却速度をモニターした。鋳造後の鋳片（鋳塊）から４０ｍｍ×４０ｍｍ×２０ｍｍの鋳片を切り出し、これを鋳片加熱工程以降の工程に供した。製造条件を表２に示す。熱間圧延工程では板厚５ｍｍまで熱間圧延した。熱間圧延１パス目の温度（初回パス温度）は鋳片加熱温度にほぼ等しい。冷間圧延工程および仕上冷間圧延工程での圧延率を表２に示すように設定して、最終的に板厚を０.６４ｍｍに揃えた。中間焼鈍はバッチ焼鈍炉にて各例とも１回で済ませた。中間焼鈍では、最高到達温度で一定時間保持した後、降温を開始した。最高到達温度から４００℃まで各例毎に概ね一定速度で冷却した。なお、鋳片加熱工程は熱間圧延時の鋳片加熱を利用して行った。

低温焼鈍を終えて得られた板厚０.６４ｍｍの板材（供試材）から試験片を採取して、以下の方法で析出物の存在密度、Ｍｇ固溶率、導電率、０.２％耐力、曲げ加工性、応力緩和率を調べた。

析出物の存在密度は以下のようにして求めた。供試材から採取した試料をＴＥＭで倍率４万倍にて観察し、ランダムに選択した５視野について、それぞれ３.４μｍ²の観察領域中に存在する粒子径５０ｎｍ以上のＦｅ−Ｐ系化合物および粒子径１００ｎｍ以上のＭｇ−Ｐ系化合物の個数をカウントした。粒子径は観察される粒子の長径である。観察領域の境界線に掛かる粒子については、粒子面積の半分以上が領域内にあるものをカウント対象とした。粒子がＦｅ−Ｐ系化合物であるかＭｇ−Ｐ系化合物であるかは、ＥＤＸ分析を利用して識別した。それぞれの粒子について、各視野でのカウント数を５視野について合計し、その合計数に、１０μｍ²／（観察した総面積３.４μｍ²×５）の値を乗じることにより、１０μｍ²当たりの個数を算出した。

Ｍｇ固溶率は以下のようにして求めた。供試材から採取した試料をＴＥＭで倍率１０万倍にて観察し、ＥＤＸ分析によって、析出物のないＣｕマトリクス部分のＭｇ濃度を測定する操作を、ランダムに選択した１０視野について行った。各視野で測定されたＭｇ濃度（質量％に換算した値）の平均値を、当該試料の固溶Ｍｇ量として定め、下記（１）式によってＭｇ固溶率を求めた。
Ｍｇ固溶率（％）＝固溶Ｍｇ量（質量％）／トータルＭｇ含有量（質量％）×１００ …（１）
なお、トータルＭｇ含有量はＩＣＰ発光分光分析法により供試材から採取した試料に含まれるＭｇ含有量を測定する方法で求めた。

導電率は、ＪＩＳ Ｈ０５０５に従って測定した。導電率６５％ＩＡＣＳ以上を合格とした。
０.２％耐力は、ＪＩＳ Ｚ２２４１に従って、ＬＤの引張試験により測定した。０.２％耐力４５０Ｎ／ｍｍ²以上を合格とした。
曲げ加工性は、ＪＩＳ Ｈ３１１０に示される治具を用いて、曲げ軸をＬＤ（Ｂ.Ｗ.）、曲げ半径Ｒと板厚ｔの比Ｒ／ｔを０.５とする条件でＷ曲げ試験を行い、曲げ加工部を光学顕微鏡により倍率５０倍で観察して割れが認められないものを○（良好）、それ以外を×（不良）と評価した。
応力緩和率は、板厚０.６４ｍｍの供試材からワイヤーカットにてＬＤの長さが１００ｍｍ、ＴＤの幅が０.５ｍｍの細長い試験片を切り出し、これを日本電子材料工業会標準規格ＥＭＡＳ−１０１１に示される片持ち梁方式の応力緩和試験にかけることによって求めた。ただし、試験片は、たわみ変位の方向がＴＤとなるように、０.２％耐力の８０％に相当する負荷応力を付与した状態でセットし、１５０℃で１０００時間保持後の応力緩和率を測定した。このようにして求めた応力緩和率を「たわみ方向がＴＤの応力緩和率」と呼ぶ。たわみ方向がＴＤの応力緩和率３５％以下を合格と判定した。
調査結果を表３に示す。

表３からわかるように、本発明例の銅合金板材は、導電性、強度（０.２％耐力）、曲げ加工性、たわみ方向がＴＤの耐応力緩和特性のすべてにおいて良好な特性を有する。

比較例であるＮｏ.２１、２２、２７は熱延条件が本発明規定範囲外であったことにより粗大なＦｅ−Ｐ系化合物の存在密度が高くなり、たわみ方向がＴＤの耐応力緩和特性が悪かった。Ｎｏ.２３は中間焼鈍での冷却速度が大きかったので最高到達温度から４００℃までの冷却時間が不足し、Ｍｇ固溶率が十分に確保できなかった。その結果、たわみ方向がＴＤの耐応力緩和特性が悪かった。Ｎｏ.２４はＰ含有量が少なすぎたものであり、たわみ方向がＴＤの耐応力緩和特性に劣った。Ｎｏ.２５はＦｅ含有量が多すぎたものであり、導電性に劣った。Ｎｏ.２６はＭｇ含有量が多すぎたので熱間圧延中に割れが生じ、その後の調査を中止した。

Claims (4)

1. 質量％で、Ｆｅ：０.０５〜２.５０％、Ｍｇ：０.０３〜１.００％、Ｐ：０.０１〜０.２０％、Ｓｎ：０〜０.５０％、Ｎｉ：０〜０.３０％、Ｚｎ：０〜０.３０％、Ｓｉ：０〜０.１０％、Ｃｏ：０〜０.１０％、Ｃｒ：０〜０.１０％、Ｂ：０〜０.１０％、Ｚｒ：０〜０.１０％、Ｔｉ：０〜０.１０％、Ｍｎ：０〜０.１０％、Ｖ：０〜０.１０％、残部Ｃｕおよび不可避的不純物からなる化学組成の銅合金の溶融物をモールドで凝固させ、凝固後の冷却過程における７００〜３００℃の平均冷却速度を３０℃／ｍｉｎ以上として鋳片を製造する鋳造工程、
   得られた鋳片を、８５０〜９５０℃の範囲に加熱保持する鋳片加熱工程、
   前記加熱後の鋳片を、６００℃から４００℃までの滞在時間：１ｍｉｎ以上、６００℃以下での合計圧延率：２０％以上、最終パス温度：４００〜５５０℃を満たす条件で熱間圧延した後、４００〜３００℃の平均冷却速度が５℃／ｓｅｃ以上となるように急冷する熱間圧延工程、
   圧延率３０％以上で圧延する冷間圧延工程、
   前記冷間圧延後の板材を５５０〜６００℃の範囲に加熱し、５５０〜６００℃での保持時間：０.４ｈ以上、５５０〜６００℃における最高到達温度から４００℃までの冷却所要時間：２.０ｈ以上、５５０℃から４００℃までの平均冷却速度：８０℃／ｈ以下を満たす条件で熱処理する中間焼鈍工程、
   圧延率５〜９５％で圧延する仕上冷間圧延工程、
   ２００〜４００℃で加熱する低温焼鈍工程、
   を上記の順に有する銅合金板材の製造方法。
2. 前記の鋳造工程、熱間圧延工程、冷間圧延工程、中間焼鈍工程、仕上冷間圧延工程、および低温焼鈍工程を上記の順に有する製造手順により、下記（１）式により定まるＭｇ固溶率が４７％以上、粒子径５０ｎｍ以上のＦｅ−Ｐ系化合物の存在密度が１０.００個／１０μｍ²以下、かつ粒子径１００ｎｍ以上のＭｇ−Ｐ系化合物の存在密度が１０.００個／１０μｍ²以下である金属組織とする請求項１に記載の銅合金板材の製造方法。
   Ｍｇ固溶率（％）＝固溶Ｍｇ量（質量％）／トータルＭｇ含有量（質量％）×１００ …（１）
   ここで、固溶Ｍｇ量とは、倍率１０万倍のＴＥＭ観察でのＥＤＸ分析により求まるＣｕマトリクス部分の平均Ｍｇ濃度（質量％）を意味する。
3. 請求項１に記載の製造方法により得られる銅合金板材であって、下記（１）式により定まるＭｇ固溶率が４７％以上、粒子径５０ｎｍ以上のＦｅ−Ｐ系化合物の存在密度が１０.００個／１０μｍ²以下、かつ粒子径１００ｎｍ以上のＭｇ−Ｐ系化合物の存在密度が１０.００個／１０μｍ²以下である金属組織を有する銅合金板材。
   Ｍｇ固溶率（％）＝固溶Ｍｇ量（質量％）／トータルＭｇ含有量（質量％）×１００ …（１）
   ここで、固溶Ｍｇ量とは、倍率１０万倍のＴＥＭ観察でのＥＤＸ分析により求まるＣｕマトリクス部分の平均Ｍｇ濃度（質量％）を意味する。
4. 請求項３に記載の銅合金板材から加工された部品であって、前記銅合金板材の圧延方向と板厚方向の両方に対して垂直な方向（ＴＤ）に由来する部品内の方向に負荷応力が付与された状態で使用される通電部品。