JP2016156057A - 電気電子部品用銅合金板 - Google Patents
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Abstract
【課題】強度、導電率及び曲げ加工性等の特性が従来材同様で、耐応力緩和特性が顕著に優れる電気電子部品用銅合金（Ｃｕ−Ｃｒ系合金）板の提供。【解決手段】Ｃｒ：０．１５〜０．６０質量％、Ｓｉ：０．０１〜０．２０質量％、及びＴｉ：０．０１〜０．３０質量％とＺｒ：０．０１〜０．２０質量％の１種又は２種を含み、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなり、２００℃にて１００時間加熱後の応力緩和率をＲ１００とし、２００℃にて１０００時間加熱後の応力緩和率をＲ１０００としたとき、応力緩和率の増分（Ｒ１０００−Ｒ１００）が７％以下であり、かつＲ１０００が２５％以下である。この銅合金板は、熱間圧延後の焼き入れ、続く冷間圧延及び時効処理を経て製造され、前記冷間圧延が工程途中に溶体化処理を含む電気電子部品用銅合金板。【選択図】なし
Description
本発明は、耐応力緩和特性に優れる高強度、高導電率の電気電子部品用銅合金板、より具体的には電気電子部品用Ｃｕ−Ｃｒ系合金板に関する。
自動車に搭載される電装品の端子に用いる銅合金には、導電率、強度、耐応力緩和特性、曲げ加工性、Ｓｎめっきの耐熱剥離性等の特性が要求される。Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金は、このバランスがよく通電電流の低い小型の嵌合端子として多く用いられている。一方、通電電流の高いバスバーやパワー系の端子には、Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系合金が用いられている。近年増加しているハイブリッド自動車や電気自動車は、２００〜６００Ｖの電圧に加え従来よりも高い電流が流れ、端子が加熱される。このため、良好な接点を維持するためには、従来よりも高い耐応力緩和特性が必要である。具体的には２００℃レベルの耐熱性が要求されている。
Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金は２００℃での耐応力緩和特性が低く、またＣｕ−Ｆｅ−Ｐ系合金は導電率は高いが耐応力緩和特性が低い。このため従来よりも高い耐応力緩和特性を兼備した高導電率・高耐応力緩和特性に優れる銅合金が求められている。
このような要求に対し、特許文献１には、Ｃｒ：０．１〜０．４質量％、Ｔｉ：０．００５〜０．１５質量％、Ｓｉ：０．０１〜０．１０質量％を含むＣｕ−Ｃｒ系合金が提案されている。この銅合金は、導電率が６５％ＩＡＣＳ以上、０．２％耐力が４６０ＭＰａで、１５０℃にて１０００時間加熱後の応力緩和率が２０％以下の特性を有する。
また、特許文献２には、Ｃｒ：０．１０〜０．５０質量％、Ｔｉ：０．０１０〜０．３０質量％、Ｓｉ：０．０１〜０．１０質量％を含むＣｕ−Ｃｒ系合金が提案されている。この銅合金は、導電率が７０％ＩＡＣＳ以上、０．２％耐力が４５０ＭＰａ以上で、優れた曲げ加工性を有する。
このような要求に対し、特許文献１には、Ｃｒ：０．１〜０．４質量％、Ｔｉ：０．００５〜０．１５質量％、Ｓｉ：０．０１〜０．１０質量％を含むＣｕ−Ｃｒ系合金が提案されている。この銅合金は、導電率が６５％ＩＡＣＳ以上、０．２％耐力が４６０ＭＰａで、１５０℃にて１０００時間加熱後の応力緩和率が２０％以下の特性を有する。
また、特許文献２には、Ｃｒ：０．１０〜０．５０質量％、Ｔｉ：０．０１０〜０．３０質量％、Ｓｉ：０．０１〜０．１０質量％を含むＣｕ−Ｃｒ系合金が提案されている。この銅合金は、導電率が７０％ＩＡＣＳ以上、０．２％耐力が４５０ＭＰａ以上で、優れた曲げ加工性を有する。
前記Ｃｕ−Ｃｒ系合金は、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金よりも高導電率が要求される嵌合型端子等の材料として使用が検討されている。一方、自動車のエンジンルーム近傍など、とくに高温環境下に曝される端子の接触信頼性を確保するには、耐応力緩和特性が重要となる。
特許文献１に記載されたＣｕ−Ｃｒ系合金は、高強度、高導電率で、耐応力緩和特性に優れるとされているが、近年、より高温環境下において優れた耐応力緩和特性が要求されている。また、耐応力緩和特性に関しては、一定温度に所定の時間保持したときの応力緩和率だけでなく、時間経過に伴う応力緩和率の変化（一定温度にＨ１時間保持後の応力緩和率とＨ２（＜Ｈ１）時間保持後の応力緩和率の差）も重要な特性である。時間経過に伴う応力緩和率の変化が小さければ、自動車搭載後の応力緩和量を予測しやすく、端子の設計自由度も向上できる。
特許文献１に記載されたＣｕ−Ｃｒ系合金は、高強度、高導電率で、耐応力緩和特性に優れるとされているが、近年、より高温環境下において優れた耐応力緩和特性が要求されている。また、耐応力緩和特性に関しては、一定温度に所定の時間保持したときの応力緩和率だけでなく、時間経過に伴う応力緩和率の変化（一定温度にＨ１時間保持後の応力緩和率とＨ２（＜Ｈ１）時間保持後の応力緩和率の差）も重要な特性である。時間経過に伴う応力緩和率の変化が小さければ、自動車搭載後の応力緩和量を予測しやすく、端子の設計自由度も向上できる。
本発明は、Ｃｕ−Ｃｒ系合金板の耐応力緩和特性を改善すること、より具体的には、高温長時間保持後の応力緩和率を低減し、かつ時間経過に伴う応力緩和率の変化を小さくすることを目的とする。
Ｃｕ−Ｃｒ系合金は、特許文献１，２に記載されているように、一般的に、均質化処理、熱間圧延（熱間圧延後に焼き入れ）、複数回の冷間圧延と冷間圧延工程間の中間焼鈍、及び時効処理の工程で製造される。
一方、Ｃｕに対するＣｒの固溶量は、Ｃｕの融点付近である１０８０℃で０．６５±０．１質量％と大きくなく、１０００℃で０．３７質量％、８００℃で０．１５質量％、５００℃で０．０５％、４００℃で０．０３質量％未満といわれており、温度低下に伴って急減する。また、Ｃｒと化合物を形成する元素、Ｃｒの固溶限を狭くする元素がＣｕに添加されると、Ｃｕに対するＣｒの固溶量はさらに小さくなる。このため、従来の熱間圧延後の焼き入れ条件では、第二相粒子であるＣｒ含有析出物が意図せず形成されてしまう。発明者らの知見によれば、このＣｒ含有析出物は、熱間圧延後の加工熱処理工程においてサイズが大きくなり、銅合金の耐応力緩和特性を低下させる原因となっている。
一方、Ｃｕに対するＣｒの固溶量は、Ｃｕの融点付近である１０８０℃で０．６５±０．１質量％と大きくなく、１０００℃で０．３７質量％、８００℃で０．１５質量％、５００℃で０．０５％、４００℃で０．０３質量％未満といわれており、温度低下に伴って急減する。また、Ｃｒと化合物を形成する元素、Ｃｒの固溶限を狭くする元素がＣｕに添加されると、Ｃｕに対するＣｒの固溶量はさらに小さくなる。このため、従来の熱間圧延後の焼き入れ条件では、第二相粒子であるＣｒ含有析出物が意図せず形成されてしまう。発明者らの知見によれば、このＣｒ含有析出物は、熱間圧延後の加工熱処理工程においてサイズが大きくなり、銅合金の耐応力緩和特性を低下させる原因となっている。
この知見に基づき、本発明では、冷間圧延工程間で溶体化処理を行って、熱間圧延後に析出したＣｒ含有析出物を再固溶させ、これにより、従来に比べて顕著に優れた耐応力緩和特性を有する銅合金板を得ることができた。この溶体化処理を行う代わりに、熱間圧延後の焼き入れ温度（冷却開始温度）を従来より高温に設定して、Ｃｒ含有析出物の析出自体を防止した場合も、同様に、従来に比べて顕著に優れた耐応力緩和特性を有する銅合金板を得ることができた。
本発明に係る電気電子部品用銅合金（Ｃｕ−Ｃｒ系合金）板は、Ｃｒ：０．１５〜０．６０質量％、Ｓｉ：０．０１〜０．２０質量％、及びＴｉ：０．０１〜０．３０質量％とＺｒ：０．０１〜０．２０質量％の１種又は２種を含み、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなり、２００℃にて１００時間加熱後の応力緩和率をＲ１００とし、２００℃にて１０００時間加熱後の応力緩和率をＲ１０００としたとき、応力緩和率の増分（Ｒ１０００−Ｒ１００）が７％以下であり、かつＲ１０００が２５％以下であることを特徴とする。この銅合金板は、必要に応じて、Ａｇ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｚｎ、Ｃｏ、Ｍｎの１種又は２種以上を、合計で１．０質量％以下含むことができる。なお、本発明において、板は条を含む。
本発明に係る銅合金板は、強度、導電率及び曲げ加工性等の特性は従来材同様で、耐応力緩和特性が顕著に優れる。本発明に係る銅合金板を、例えば嵌合型端子等に用いた場合、自動車のエンジンルーム近傍や高電流部位など、特に高温環境下での端子の接触信頼性を確保することができる。
以下、本発明に係る電気電子部品用銅合金（Ｃｕ−Ｃｒ系合金）板について、より具体的に説明する。
［銅合金の組成］
（Ｃｒ：０．１５〜０．６０質量％）
Ｃｒは、Ｃｒ単体で、又はＳｉ，Ｔｉと共にＣｒ−Ｓｉ、Ｃｒ−Ｔｉ、Ｃｒ−Ｓｉ−Ｔｉなどの化合物を形成し、析出硬化によって銅合金の強度を向上させる。この析出により、Ｃｕ母相中のＣｒ、Ｓｉ及びＴｉの固溶量が減少し銅合金の導電率が高まる。Ｃｒの含有量が０．１５質量％未満では、析出による強度の増加が十分でない。一方、Ｃｒの含有量が０．６０質量％を超えると、析出物が粗大化する原因となり、耐応力緩和特性及び曲げ加工性が低下する。従って、Ｃｒの含有量は０．１５〜０．６０質量％の範囲とする。Ｃｒ含有量の下限は、好ましくは０．２０質量％、さらに好ましくは０．２５質量％、上限は、好ましくは０．５０質量％、さらに好ましくは０．４０質量％である。
［銅合金の組成］
（Ｃｒ：０．１５〜０．６０質量％）
Ｃｒは、Ｃｒ単体で、又はＳｉ，Ｔｉと共にＣｒ−Ｓｉ、Ｃｒ−Ｔｉ、Ｃｒ−Ｓｉ−Ｔｉなどの化合物を形成し、析出硬化によって銅合金の強度を向上させる。この析出により、Ｃｕ母相中のＣｒ、Ｓｉ及びＴｉの固溶量が減少し銅合金の導電率が高まる。Ｃｒの含有量が０．１５質量％未満では、析出による強度の増加が十分でない。一方、Ｃｒの含有量が０．６０質量％を超えると、析出物が粗大化する原因となり、耐応力緩和特性及び曲げ加工性が低下する。従って、Ｃｒの含有量は０．１５〜０．６０質量％の範囲とする。Ｃｒ含有量の下限は、好ましくは０．２０質量％、さらに好ましくは０．２５質量％、上限は、好ましくは０．５０質量％、さらに好ましくは０．４０質量％である。
（Ｓｉ：０．０１〜０．２０質量％）
Ｓｉは、Ｃｒ，Ｔｉと共にＣｒ−Ｓｉ、Ｃｒ−Ｓｉ−Ｔｉ化合物を形成して、析出硬化によって銅合金の強度を増加させる。この析出により、Ｃｕ母相中のＣｒ、Ｓｉ及びＴｉの固溶量が減少し導電率が高まる。Ｓｉの含有量が０．０１質量％未満では、Ｃｒ−Ｓｉ析出物又はＣｒ−Ｓｉ−Ｔｉ析出物による強度の向上が十分ではない。一方、Ｓｉの含有量が０．２０質量％を超えると、Ｃｕ母相中のＳｉの固溶量が増加し導電率が低下する。また、Ｃｒ−Ｓｉ析出物が粗大化し、曲げ加工性及び耐応力緩和特性が低下する。従って、Ｓｉの含有量は０．０１〜０．２０質量％の範囲とする。Ｓｉ含有量の下限は、好ましくは０．０１５質量％，さらに好ましくは０．０２質量％、上限は、好ましくは０．１５質量％、さらに好ましくは０．１０質量％である。
Ｓｉは、Ｃｒ，Ｔｉと共にＣｒ−Ｓｉ、Ｃｒ−Ｓｉ−Ｔｉ化合物を形成して、析出硬化によって銅合金の強度を増加させる。この析出により、Ｃｕ母相中のＣｒ、Ｓｉ及びＴｉの固溶量が減少し導電率が高まる。Ｓｉの含有量が０．０１質量％未満では、Ｃｒ−Ｓｉ析出物又はＣｒ−Ｓｉ−Ｔｉ析出物による強度の向上が十分ではない。一方、Ｓｉの含有量が０．２０質量％を超えると、Ｃｕ母相中のＳｉの固溶量が増加し導電率が低下する。また、Ｃｒ−Ｓｉ析出物が粗大化し、曲げ加工性及び耐応力緩和特性が低下する。従って、Ｓｉの含有量は０．０１〜０．２０質量％の範囲とする。Ｓｉ含有量の下限は、好ましくは０．０１５質量％，さらに好ましくは０．０２質量％、上限は、好ましくは０．１５質量％、さらに好ましくは０．１０質量％である。
（Ｔｉ：０．０１〜０．３０質量％）
Ｔｉは、Ｃｕ母材中に固溶して銅合金の耐熱性及び耐応力緩和特性を向上させる作用がある。また、Ｔｉは、Ｃｒ，Ｓｉと共に析出物を形成し、析出硬化によって銅合金の強度を向上させる。この析出により、Ｃｕ母相中のＣｒ、Ｓｉ及びＴｉの固溶量が減少し銅合金の導電率が高まる。Ｔｉの含有量が０．０１質量％未満では、銅合金の耐熱性が低く焼鈍工程で軟化し高強度を得にくい。また、銅合金の耐応力緩和特性を向上させることができない。一方、Ｔｉの含有量が０．３０質量％を超えると、Ｃｕ母相中のＴｉの固溶量が増加して、導電率の低下を招く。従って、Ｔｉの含有量は０．０１〜０．３０質量％の範囲とする。Ｔｉ含有量の下限は、好ましくは０．０１５質量％、さらに好ましくは０．０３質量％、上限は，好ましくは０．２０質量％、さらに好ましくは０．１５質量％である。
Ｔｉは、Ｃｕ母材中に固溶して銅合金の耐熱性及び耐応力緩和特性を向上させる作用がある。また、Ｔｉは、Ｃｒ，Ｓｉと共に析出物を形成し、析出硬化によって銅合金の強度を向上させる。この析出により、Ｃｕ母相中のＣｒ、Ｓｉ及びＴｉの固溶量が減少し銅合金の導電率が高まる。Ｔｉの含有量が０．０１質量％未満では、銅合金の耐熱性が低く焼鈍工程で軟化し高強度を得にくい。また、銅合金の耐応力緩和特性を向上させることができない。一方、Ｔｉの含有量が０．３０質量％を超えると、Ｃｕ母相中のＴｉの固溶量が増加して、導電率の低下を招く。従って、Ｔｉの含有量は０．０１〜０．３０質量％の範囲とする。Ｔｉ含有量の下限は、好ましくは０．０１５質量％、さらに好ましくは０．０３質量％、上限は，好ましくは０．２０質量％、さらに好ましくは０．１５質量％である。
（Ｚｒ：０．０１〜０．２０質量％）
Ｚｒは、加工熱処理の途中で加工熱による回復又は再結晶を抑制し母材内にひずみを蓄積させ、銅合金の強度を向上させる作用があり、Ｔｉに代えて、又はＴｉと共に銅合金中に含有させることができる。Ｚｒの含有量が０．０１質量％未満では、ひずみを蓄積させる効果が十分に得られない。一方、Ｚｒの含有量が０．２０質量％を超えると、粗大な化合物が形成され、銅合金の耐応力緩和特性及び曲げ加工性が低下する。従って、Ｚｒの含有量は０．０１〜０．２０質量％の範囲とする。Ｚｒ含有量の下限は、好ましくは０．０１５質量％、さらに好ましくは０．０３質量％、上限は、好ましくは０．１７質量％、さらに好ましくは０．１５質量％である。
Ｚｒは、加工熱処理の途中で加工熱による回復又は再結晶を抑制し母材内にひずみを蓄積させ、銅合金の強度を向上させる作用があり、Ｔｉに代えて、又はＴｉと共に銅合金中に含有させることができる。Ｚｒの含有量が０．０１質量％未満では、ひずみを蓄積させる効果が十分に得られない。一方、Ｚｒの含有量が０．２０質量％を超えると、粗大な化合物が形成され、銅合金の耐応力緩和特性及び曲げ加工性が低下する。従って、Ｚｒの含有量は０．０１〜０．２０質量％の範囲とする。Ｚｒ含有量の下限は、好ましくは０．０１５質量％、さらに好ましくは０．０３質量％、上限は、好ましくは０．１７質量％、さらに好ましくは０．１５質量％である。
（副成分：１．０質量％以下）
副成分（Ａｇ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｚｎ、Ｃｏ、Ｍｎ）は、１種又は２種以上を合計で１．０質量％以下、必要に応じて銅合金中に含有させることができる。
Ａｇは、Ｃｕ母材中に固溶し、銅合金の耐熱性及び耐応力緩和特性を向上させる作用を有する。また、溶湯中の硫黄と化合物を形成し硫黄含有介在物を低減させる効果がある。しかし、Ａｇの含有量が多くなると、Ｃｕ母相中の固溶量が多くなり導電性が低下する。従って、Ａｇの含有量は０．０１〜０．５質量％とする。Ａｇ含有量の下限は、好ましくは０．０３質量％、より好ましくは０．０５質量％、上限は、好ましくは０．４質量％、より好ましくは０．３質量％である。
副成分（Ａｇ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｚｎ、Ｃｏ、Ｍｎ）は、１種又は２種以上を合計で１．０質量％以下、必要に応じて銅合金中に含有させることができる。
Ａｇは、Ｃｕ母材中に固溶し、銅合金の耐熱性及び耐応力緩和特性を向上させる作用を有する。また、溶湯中の硫黄と化合物を形成し硫黄含有介在物を低減させる効果がある。しかし、Ａｇの含有量が多くなると、Ｃｕ母相中の固溶量が多くなり導電性が低下する。従って、Ａｇの含有量は０．０１〜０．５質量％とする。Ａｇ含有量の下限は、好ましくは０．０３質量％、より好ましくは０．０５質量％、上限は、好ましくは０．４質量％、より好ましくは０．３質量％である。
Ｆｅ、Ｎｉは、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｓｉと化合物を形成し、Ｃｕ母相中のＣｒ、Ｔｉ及びＳｉの固溶量を減少させ導電率を向上させる。一方、Ｆｅ、ＮｉはＣｕ母相中のＴｉを減少させ、銅合金の耐応力緩和特性を低下させる。従って、Ｆｅ、Ｎｉの含有量はそれぞれ０．０１〜０．３質量％とし、下限は、好ましくは０．０３質量％、より好ましくは０．０５質量％、上限は、好ましくは０．２質量％、より好ましくは０．１質量％とする。
Ｓｎ，Ｍｇは、冷間圧延による加工硬化特性を向上させ、銅合金の強度の増加、及び応力緩和特性の向上に効果がある。Ｚｎは、電子部品の接合に用いるＳｎめっき又ははんだの耐熱剥離性を改善する効果がある。しかし、Ｓｎ，Ｍｇ，Ｚｎの含有量が多くなると、Ｃｕ母相中のこれらの元素の固溶量が増え導電率が低下する。従って、Ｓｎの含有量は０．００１〜０．７質量％とし、Ｍｇの含有量は０．００１〜０．３質量％とし、Ｚｎの含有量は０．００１〜１．０質量％とする。Ｓｎ含有量の下限は、好ましくは０．０１質量％、より好ましくは０．１質量％、上限は０．６質量％、より好ましくは０．５質量％である。Ｍｇ含有量の下限は、好ましくは０．００５質量％、より好ましくは０．０１質量％、上限は、好ましくは０．２質量％、より好ましくは０．１５質量％である。Ｚｎ含有量の下限は、好ましくは０．０１質量％、より好ましくは０．１質量％、上限は、好ましくは０．８質量％、より好ましくは０．６質量％である。
Ｓｎ，Ｍｇは、冷間圧延による加工硬化特性を向上させ、銅合金の強度の増加、及び応力緩和特性の向上に効果がある。Ｚｎは、電子部品の接合に用いるＳｎめっき又ははんだの耐熱剥離性を改善する効果がある。しかし、Ｓｎ，Ｍｇ，Ｚｎの含有量が多くなると、Ｃｕ母相中のこれらの元素の固溶量が増え導電率が低下する。従って、Ｓｎの含有量は０．００１〜０．７質量％とし、Ｍｇの含有量は０．００１〜０．３質量％とし、Ｚｎの含有量は０．００１〜１．０質量％とする。Ｓｎ含有量の下限は、好ましくは０．０１質量％、より好ましくは０．１質量％、上限は０．６質量％、より好ましくは０．５質量％である。Ｍｇ含有量の下限は、好ましくは０．００５質量％、より好ましくは０．０１質量％、上限は、好ましくは０．２質量％、より好ましくは０．１５質量％である。Ｚｎ含有量の下限は、好ましくは０．０１質量％、より好ましくは０．１質量％、上限は、好ましくは０．８質量％、より好ましくは０．６質量％である。
Ｃｏ、Ｍｎは、Ｔｉ、Ｓｉと化合物を形成し、Ｃｕ母相中のＴｉ及びＳｉの固溶量を減少させ、導電率を低下させる。一方、Ｃｏ、Ｍｎは、Ｃｕ母相中のＴｉを減少させ、銅合金の耐応力緩和特性を低下させる。従って、Ｃｏ、Ｍｎの含有量はそれぞれ０．０１〜０．２質量％とし、下限は好ましくは０．０３質量％、より好ましくは０．０５質量％、上限は、好ましくは０．１５質量％、より好ましくは０．１質量％とする。
また、以上の副成分は、銅に対する固溶量が少なく、総量で１．０質量％を超えて含有させると、粒界に偏析したり、晶出物を形成して、強度特性や曲げ加工性を劣化させる。従って、本発明に係る銅合金に、Ａｇ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｚｎ、Ｃｏ、Ｍｎの１種又は２種以上を添加する場合、合計で１．０質量％以下とする。
また、以上の副成分は、銅に対する固溶量が少なく、総量で１．０質量％を超えて含有させると、粒界に偏析したり、晶出物を形成して、強度特性や曲げ加工性を劣化させる。従って、本発明に係る銅合金に、Ａｇ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｚｎ、Ｃｏ、Ｍｎの１種又は２種以上を添加する場合、合計で１．０質量％以下とする。
（不可避的不純物）
本発明に係る銅合金（Ｃｕ−Ｃｒ系合金）は、不可避的不純物としてＡｌ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂ、Ｐｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｂｉ及びＩｎの１種以上を含むことがある。Ｃｕ−Ｃｒ系合金において、これらの不可避的不純物は、特に添加しない限り（つまり不可避的不純物として）、通常、合計で０．１質量％以下の範囲内にあり、その範囲内であれば特性上の問題は生じない。しかし、これらの元素は銅に対する固溶量が著しく少なく、合計含有量が０．１質量％を超えると、粒界に偏析したり、晶出物を形成して、耐応力緩和特性や曲げ加工性を劣化させる。従って、これらの不可避的不純物の含有量は、合計で０．１質量％以下であることが好ましい。
本発明に係る銅合金（Ｃｕ−Ｃｒ系合金）は、不可避的不純物としてＡｌ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂ、Ｐｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｂｉ及びＩｎの１種以上を含むことがある。Ｃｕ−Ｃｒ系合金において、これらの不可避的不純物は、特に添加しない限り（つまり不可避的不純物として）、通常、合計で０．１質量％以下の範囲内にあり、その範囲内であれば特性上の問題は生じない。しかし、これらの元素は銅に対する固溶量が著しく少なく、合計含有量が０．１質量％を超えると、粒界に偏析したり、晶出物を形成して、耐応力緩和特性や曲げ加工性を劣化させる。従って、これらの不可避的不純物の含有量は、合計で０．１質量％以下であることが好ましい。
［銅合金板の製造方法］
所定の組成を有する銅合金材料を溶解、鋳造して鋳塊を作製した後、この鋳塊に均質化処理を施し、続いて熱間圧延（熱間圧延後に焼き入れ）及び冷間圧延を施し、冷間圧延の工程途中で溶体化処理を行い、冷間圧延後、時効析出処理を施す。熱間圧延後の焼き入れにおいて焼き入れ温度（冷却開始温度）を従来より高く設定した場合、前記溶体化処理を省くこともできる。以下、各工程についてより具体的に説明する。
所定の組成を有する銅合金材料を溶解、鋳造して鋳塊を作製した後、この鋳塊に均質化処理を施し、続いて熱間圧延（熱間圧延後に焼き入れ）及び冷間圧延を施し、冷間圧延の工程途中で溶体化処理を行い、冷間圧延後、時効析出処理を施す。熱間圧延後の焼き入れにおいて焼き入れ温度（冷却開始温度）を従来より高く設定した場合、前記溶体化処理を省くこともできる。以下、各工程についてより具体的に説明する。
銅合金の溶解、鋳造は通常の方法によって行うことができる。例えば所定の組成に調整した銅合金を電気炉で溶解した後、銅合金鋳塊を鋳造する。
鋳塊を、８００〜１０００℃で０．５時間以上均質化処理した後、加工率６０％以上の熱間圧延を行う。Ｃｕに対するＣｒの固溶量は、先に述べたとおり温度低下に伴って急減するから、本発明のようにＣｒを０．１５質量％以上含むＣｕ−Ｃｒ系銅合金では、熱間圧延終了温度が低いと熱間圧延中にＣｒが析出する。熱間圧延終了温度が低いほどＣｒが析出しやすく、析出したＣｒは成長しやすい。このため、熱間圧延は７００℃以上で終了し、その後急冷して焼き入れる。焼き入れは好ましくは水冷とする。この焼き入れ温度（冷却開始温度）が７００℃よりも低くなると、粗大なＣｒ含有析出物が形成され、それが熱間圧延後の溶体化処理で再固溶し切れずに残留しやすく、銅合金の耐応力緩和特性や曲げ加工性が低下する。なお、熱間圧延中にＣｒが析出するのを抑えるため、可能な範囲で熱間圧延開始温度を高くし、かつ熱間圧延時間を短くすることが好ましい。
鋳塊を、８００〜１０００℃で０．５時間以上均質化処理した後、加工率６０％以上の熱間圧延を行う。Ｃｕに対するＣｒの固溶量は、先に述べたとおり温度低下に伴って急減するから、本発明のようにＣｒを０．１５質量％以上含むＣｕ−Ｃｒ系銅合金では、熱間圧延終了温度が低いと熱間圧延中にＣｒが析出する。熱間圧延終了温度が低いほどＣｒが析出しやすく、析出したＣｒは成長しやすい。このため、熱間圧延は７００℃以上で終了し、その後急冷して焼き入れる。焼き入れは好ましくは水冷とする。この焼き入れ温度（冷却開始温度）が７００℃よりも低くなると、粗大なＣｒ含有析出物が形成され、それが熱間圧延後の溶体化処理で再固溶し切れずに残留しやすく、銅合金の耐応力緩和特性や曲げ加工性が低下する。なお、熱間圧延中にＣｒが析出するのを抑えるため、可能な範囲で熱間圧延開始温度を高くし、かつ熱間圧延時間を短くすることが好ましい。
続いて、熱間圧延材に対し冷間圧延を施し、所望の厚みを有する銅合金板（又は条）に仕上げる。冷間圧延の工程途中で行われる溶体化処理は、熱間圧延後の焼き入れ時に形成されるＣｒ含有析出物を再固溶させるためのもので、７５０〜８５０℃で１５〜１２０秒保持する条件で加熱した後、焼き入れる。この溶体化処理は再結晶を伴う。溶体化処理温度が７５０℃より低いか保持時間が１５秒より短いと、Ｃｒ含有析出物の再固溶が不十分であり、溶体化処理温度が８５０℃より高いか保持時間が１２０秒より長いとエネルギーの無駄になる。溶体化処理の温度及び時間は、再結晶後の結晶粒径が熱間圧延終了後の結晶粒径よりも大きくなるように、上記範囲内から選択することが好ましい。溶体化処理の保持時間は、好ましくは１５〜６０秒とする。
冷間圧延後に行われる時効析出処理は、Ｃｒ単体、及びＣｒ−Ｓｉ、Ｃｒ−Ｓｉ−Ｔｉなどの化合物を時効析出させるのが目的である。時効析出処理は４００〜５５０℃で２時間以上の条件で実施する。この時効処理は、再結晶温度より低く、硬度ができるだけ高くかつ伸びが１０％以上となる温度を選択するのが適切である。
時効析出処理後の銅合金板断面の顕微鏡組織写真を図１に示す（実施例の試験Ｎｏ．２）。図１に示すように、再結晶組織ではなく、結晶粒組織が圧延方向に沿って大きく伸長した繊維状の加工組織が観察される。
時効析出処理後の銅合金板断面の顕微鏡組織写真を図１に示す（実施例の試験Ｎｏ．２）。図１に示すように、再結晶組織ではなく、結晶粒組織が圧延方向に沿って大きく伸長した繊維状の加工組織が観察される。
熱間圧延終了温度を８００℃以上とし、８００℃以上の焼き入れ温度で焼き入れを行った場合、熱間圧延中のＣｒ含有析出物の析出が抑えられる。従って、この場合、熱間圧延後の焼き入れが溶体化処理を兼ねることになり、冷間圧延途中の溶体化処理は省くことができる。この焼き入れ温度は８５０℃以上が好ましく、焼き入れ温度の上限は特にない。なお、溶体化処理を行わない場合の焼き入れ温度の下限値（８００℃）は、溶体化処理の温度の下限値（７５０℃）より高く設定される。これは、板厚の大きい熱間圧延材では、焼き入れ時の冷却が水冷であっても、板厚中央部の冷却速度が小さくなり、固溶量の温度依存性が高い（温度低下に伴う固溶量の減少が大きい）Ｃｒ，Ｚｒ等の析出が進行しやすいためである。
［銅合金板の特性］
本発明では、上記組成のＣｕ−Ｃｒ系合金板の製造において、上記のとおり、冷間圧延の工程途中に溶体化処理を含むプロセスを適用し、又は熱間圧延後の焼き入れを８００℃以上の焼き入れ温度で行うプロセスを適用する。これにより、強度及び導電率が従来材と同等で、耐応力緩和特性が従来材に比べて顕著に優れる電気電子部品用銅合金板（冷間圧延材）を製造することができる。本発明に係る電気電子部品用銅合金板の具体的な耐応力緩和特性は、２００℃で１００時間加熱後の応力緩和率をＲ１００とし、２００℃で１０００時間加熱後の応力緩和率をＲ１０００としたとき、応力緩和率の増分（Ｒ１０００−Ｒ１００）が７％以下であり、かつＲ１０００が２５％以下である。
本発明では、上記組成のＣｕ−Ｃｒ系合金板の製造において、上記のとおり、冷間圧延の工程途中に溶体化処理を含むプロセスを適用し、又は熱間圧延後の焼き入れを８００℃以上の焼き入れ温度で行うプロセスを適用する。これにより、強度及び導電率が従来材と同等で、耐応力緩和特性が従来材に比べて顕著に優れる電気電子部品用銅合金板（冷間圧延材）を製造することができる。本発明に係る電気電子部品用銅合金板の具体的な耐応力緩和特性は、２００℃で１００時間加熱後の応力緩和率をＲ１００とし、２００℃で１０００時間加熱後の応力緩和率をＲ１０００としたとき、応力緩和率の増分（Ｒ１０００−Ｒ１００）が７％以下であり、かつＲ１０００が２５％以下である。
表１に示す種々の合金組成（合金Ｎｏ．１〜２０）を有する銅合金を溶製した後、ブックモールドに鋳造して、厚さ７０ｍｍの鋳塊を得た。
この鋳塊を９５０℃で１時間均熱処理後、熱間圧延して板厚を１２ｍｍとし、７００℃から焼入れを行った。次に、焼き入れ後の銅合金板の両面を厚さ１ｍｍ程度研磨して表面の酸化スケールを除去した。続いて、厚さ１０ｍｍの銅合金板を冷間圧延により厚さ５ｍｍに成形し、８００℃に２０秒保持後焼き入れる溶体化処理を行った。この溶体化処理により銅合金板は再結晶した。その後、さらに冷間圧延により厚さ０．２５ｍｍに成形し、４５０℃の温度で２時間の時効析出処理を施し、試験Ｎｏ．１〜２０の銅合金板（製品板）を得た。
試験Ｎｏ．１〜２０の銅合金板から試料（試験片）を切り出し、０．２％耐力の測定、導電率の測定、応力緩和試験を下記要領で行った。その結果を表１に示す。
この鋳塊を９５０℃で１時間均熱処理後、熱間圧延して板厚を１２ｍｍとし、７００℃から焼入れを行った。次に、焼き入れ後の銅合金板の両面を厚さ１ｍｍ程度研磨して表面の酸化スケールを除去した。続いて、厚さ１０ｍｍの銅合金板を冷間圧延により厚さ５ｍｍに成形し、８００℃に２０秒保持後焼き入れる溶体化処理を行った。この溶体化処理により銅合金板は再結晶した。その後、さらに冷間圧延により厚さ０．２５ｍｍに成形し、４５０℃の温度で２時間の時効析出処理を施し、試験Ｎｏ．１〜２０の銅合金板（製品板）を得た。
試験Ｎｏ．１〜２０の銅合金板から試料（試験片）を切り出し、０．２％耐力の測定、導電率の測定、応力緩和試験を下記要領で行った。その結果を表１に示す。
（０．２％耐力の測定）
試験Ｎｏ．１〜２０の各銅合金板から、ＪＩＳＺ２２０１に規定されたＪＩＳ５号試験片を作成した。ＪＩＳ５号試験片として、長手方向が圧延方向に平行方向（L.D.：Longitudinal Direction）である第１試験片、及び長手方向が圧延方向に垂直方向（T.D.：Transverse Direction）である第２試験片の２種類を作成した。この第１，第２試験片を用い、ＪＩＳＺ２２４１に規定された引張試験を行い、永久伸び０．２％に相当する引張強さを、各試験片の０．２％耐力として測定した。０．２％耐力が５００ＭＰａ以上であったものを合格と評価した。
試験Ｎｏ．１〜２０の各銅合金板から、ＪＩＳＺ２２０１に規定されたＪＩＳ５号試験片を作成した。ＪＩＳ５号試験片として、長手方向が圧延方向に平行方向（L.D.：Longitudinal Direction）である第１試験片、及び長手方向が圧延方向に垂直方向（T.D.：Transverse Direction）である第２試験片の２種類を作成した。この第１，第２試験片を用い、ＪＩＳＺ２２４１に規定された引張試験を行い、永久伸び０．２％に相当する引張強さを、各試験片の０．２％耐力として測定した。０．２％耐力が５００ＭＰａ以上であったものを合格と評価した。
（導電率の測定）
導電率の測定は、ＪＩＳＨ０５０５に規定されている非鉄金属材料導電率測定法に準拠し、ダブルブリッジを用いた四端子法で体積抵抗率を測定することにより行った。そして、測定された体積抵抗率を、万国標準軟銅（International Annealed Copper Standard）の体積抵抗率１．７２４１×１０−８Ω・ｍで除し、百分率で表すことにより、導電率を求めた。導電率が６５％ＩＡＣＳ以上であったものを合格と評価した。
導電率の測定は、ＪＩＳＨ０５０５に規定されている非鉄金属材料導電率測定法に準拠し、ダブルブリッジを用いた四端子法で体積抵抗率を測定することにより行った。そして、測定された体積抵抗率を、万国標準軟銅（International Annealed Copper Standard）の体積抵抗率１．７２４１×１０−８Ω・ｍで除し、百分率で表すことにより、導電率を求めた。導電率が６５％ＩＡＣＳ以上であったものを合格と評価した。
（応力緩和率の測定）
試験Ｎｏ．１〜２０の各銅合金板から、長手方向が圧延方向に垂直方向（T.D.）となる幅１０ｍｍ、長さ９０ｍｍの短冊状試験片（試験Ｎｏ．１〜２０の各銅合金板から５個ずつ）を切り出し、応力緩和率を片持ち梁方式によって測定した。まず、各試験片の一端を剛体試験台に固定し、固定端から所定距離（スパン長さ）の位置で試験片に１０ｍｍのたわみを与え、固定端に０．２％耐力の８０％に相当する表面応力を負荷した。スパン長さは、日本伸銅協会技術標準（ＪＣＢＡ−Ｔ３０９：２００４）に規定されている「銅及び銅合金薄板条の曲げによる応力緩和試験方法」により算出した。
続いて、上記のようにたわみを与えた各試験片を、２００℃に加熱したオーブン中に入れ、１００時間保持した後に取り出し、たわみ量ｄ（１０ｍｍ）を取り去ったときの永久歪みδを測定し、応力緩和率ＲＳ＝（δ／ｄ）×１００を計算した。続いて、各試験片の一端を再び剛体試験台に固定し、固定端から同じスパン長さの位置に同じく１０ｍｍのたわみを与え、再度２００℃に加熱したオーブン中に入れ、９００時間（合計加熱時間が１０００時間）保持した後に取り出し、同様に応力緩和率を計算した。試験Ｎｏ．１〜２０の各銅合金板について、各５個の試験片を用いて測定試験を行い、求めた各５個の応力緩和率の平均値を、前記試験Ｎｏ．１〜２０の各銅合金板の応力緩和率とした。
２００℃で１００時間保持後の応力緩和率をＲ１００とし、２００℃で１０００時間（１００時間＋９００時間）保持後の応力緩和率をＲ１０００としたとき、応力緩和率の増分（Ｒ１０００−Ｒ１００）が７％以下であり、かつＲ１０００が２５％以下のとき、合格と評価した。
試験Ｎｏ．１〜２０の各銅合金板から、長手方向が圧延方向に垂直方向（T.D.）となる幅１０ｍｍ、長さ９０ｍｍの短冊状試験片（試験Ｎｏ．１〜２０の各銅合金板から５個ずつ）を切り出し、応力緩和率を片持ち梁方式によって測定した。まず、各試験片の一端を剛体試験台に固定し、固定端から所定距離（スパン長さ）の位置で試験片に１０ｍｍのたわみを与え、固定端に０．２％耐力の８０％に相当する表面応力を負荷した。スパン長さは、日本伸銅協会技術標準（ＪＣＢＡ−Ｔ３０９：２００４）に規定されている「銅及び銅合金薄板条の曲げによる応力緩和試験方法」により算出した。
続いて、上記のようにたわみを与えた各試験片を、２００℃に加熱したオーブン中に入れ、１００時間保持した後に取り出し、たわみ量ｄ（１０ｍｍ）を取り去ったときの永久歪みδを測定し、応力緩和率ＲＳ＝（δ／ｄ）×１００を計算した。続いて、各試験片の一端を再び剛体試験台に固定し、固定端から同じスパン長さの位置に同じく１０ｍｍのたわみを与え、再度２００℃に加熱したオーブン中に入れ、９００時間（合計加熱時間が１０００時間）保持した後に取り出し、同様に応力緩和率を計算した。試験Ｎｏ．１〜２０の各銅合金板について、各５個の試験片を用いて測定試験を行い、求めた各５個の応力緩和率の平均値を、前記試験Ｎｏ．１〜２０の各銅合金板の応力緩和率とした。
２００℃で１００時間保持後の応力緩和率をＲ１００とし、２００℃で１０００時間（１００時間＋９００時間）保持後の応力緩和率をＲ１０００としたとき、応力緩和率の増分（Ｒ１０００−Ｒ１００）が７％以下であり、かつＲ１０００が２５％以下のとき、合格と評価した。
表１に示すように、試験Ｎｏ．１〜１２の銅合金板は、合金組成が本発明の規定を満たし、冷間圧延の工程途中に溶体化処理を含むプロセスを適用して製造している。試験Ｎｏ．１〜１２は、保持時間が１００時間経過後から１０００時間に達するまでの応力緩和率の増分（Ｒ１０００−Ｒ１００）が７％以下、かつ１０００時間保持後の応力緩和率（Ｒ１０００）が２５％以下であり、耐応力緩和特性が優れている。また、導電率及び０．２％耐力が高い。
一方、試験Ｎｏ．１３〜２０の銅合金板は、冷間圧延の工程途中に溶体化処理を含むプロセスを適用して製造しているが、合金組成が本発明の規定を満たしていない。
試験Ｎｏ．１３は、ＣｒとＴｉの含有量が少ないため、０．２％耐力が低く、耐応力緩和特性が劣る。試験Ｎｏ. １４は、ＣｒとＴｉの含有量が過剰なため、耐応力緩和特性が劣り、導電率も低い。試験Ｎｏ. １５は、ＣｒとＺｒの含有量が過剰なため、耐応力緩和特性が劣る。試験Ｎｏ. １６は、Ｃｒ、Ｔｉ及びＺｒの含有量が過剰なため、耐応力緩和特性が劣り、導電率も低い。試験Ｎｏ. １７は、Ｓｉ含有量が過剰なため、導電率が低い。試験Ｎｏ. １８は、Ｆｅ及びＡｇの含有量が過剰なため、導電率が低い。試験Ｎｏ. １９は、Ｆｅ及びＡｇの含有量が過剰で、かつ不可避不純物相当のＡｌ及びＭｎの合計含有量が過剰（０．１質量％超）なため、導電率が低い。試験Ｎｏ．２０は、Ｃｏの含有量が過剰なため、応力緩和特性が劣る。
試験Ｎｏ．１３は、ＣｒとＴｉの含有量が少ないため、０．２％耐力が低く、耐応力緩和特性が劣る。試験Ｎｏ. １４は、ＣｒとＴｉの含有量が過剰なため、耐応力緩和特性が劣り、導電率も低い。試験Ｎｏ. １５は、ＣｒとＺｒの含有量が過剰なため、耐応力緩和特性が劣る。試験Ｎｏ. １６は、Ｃｒ、Ｔｉ及びＺｒの含有量が過剰なため、耐応力緩和特性が劣り、導電率も低い。試験Ｎｏ. １７は、Ｓｉ含有量が過剰なため、導電率が低い。試験Ｎｏ. １８は、Ｆｅ及びＡｇの含有量が過剰なため、導電率が低い。試験Ｎｏ. １９は、Ｆｅ及びＡｇの含有量が過剰で、かつ不可避不純物相当のＡｌ及びＭｎの合計含有量が過剰（０．１質量％超）なため、導電率が低い。試験Ｎｏ．２０は、Ｃｏの含有量が過剰なため、応力緩和特性が劣る。
表１に示す合金Ｎｏ．１〜４の組成を有する銅合金を溶製した後、ブックモールドに鋳造して、厚さ７０ｍｍの鋳塊を得た。
この鋳塊を９５０℃で１時間均熱処理後、熱間圧延して板厚を１２ｍｍとし、７００℃から焼入れを行った。次に、焼き入れ後の銅合金板の両面を厚さ１ｍｍ程度研磨して表面の酸化スケールを除去した。
続いて、厚さ１０ｍｍの銅合金板を、工程間で溶体化処理を施すことなく冷間圧延により厚さ０．２５ｍｍに成形し、４５０℃の温度で２時間の時効析出処理を施し、試験Ｎｏ．２１〜２４の銅合金板（製品板）を得た。
この鋳塊を９５０℃で１時間均熱処理後、熱間圧延して板厚を１２ｍｍとし、７００℃から焼入れを行った。次に、焼き入れ後の銅合金板の両面を厚さ１ｍｍ程度研磨して表面の酸化スケールを除去した。
続いて、厚さ１０ｍｍの銅合金板を、工程間で溶体化処理を施すことなく冷間圧延により厚さ０．２５ｍｍに成形し、４５０℃の温度で２時間の時効析出処理を施し、試験Ｎｏ．２１〜２４の銅合金板（製品板）を得た。
また、合金Ｎｏ．４の銅合金鋳塊について、９５０℃で１時間均熱処理後、熱間圧延して板厚を１２ｍｍとし、８００℃から焼入れを行った。次に、焼き入れ後の銅合金板の両面を厚さ１ｍｍ程度研磨して表面の酸化スケールを除去した。
続いて、厚さ１０ｍｍの銅合金板を冷間圧延により厚さ５ｍｍに成形し、８００℃に２０秒保持後焼き入れる溶体化処理を行った。その後、さらに冷間圧延により厚さ０．２５ｍｍに成形し、４５０℃の温度で２時間の時効析出処理を施し、試験Ｎｏ．２５の銅合金板（製品板）を得た。
続いて、厚さ１０ｍｍの銅合金板を冷間圧延により厚さ５ｍｍに成形し、８００℃に２０秒保持後焼き入れる溶体化処理を行った。その後、さらに冷間圧延により厚さ０．２５ｍｍに成形し、４５０℃の温度で２時間の時効析出処理を施し、試験Ｎｏ．２５の銅合金板（製品板）を得た。
さらに、合金Ｎｏ．４の銅合金鋳塊について、９５０℃で１時間均熱処理後、熱間圧延して板厚を１２ｍｍとし、８００℃から焼入れを行った。次に、焼き入れ後の銅合金板の両面を厚さ１ｍｍ程度研磨して表面の酸化スケールを除去した。
続いて、厚さ１０ｍｍの銅合金板を、工程間で溶体化処理を施すことなく冷間圧延により厚さ０．２５ｍｍに成形し、４５０℃の温度で２時間の時効析出処理を施し、試験Ｎｏ．２６の銅合金板（製品板）を得た。
続いて、厚さ１０ｍｍの銅合金板を、工程間で溶体化処理を施すことなく冷間圧延により厚さ０．２５ｍｍに成形し、４５０℃の温度で２時間の時効析出処理を施し、試験Ｎｏ．２６の銅合金板（製品板）を得た。
上記試験Ｎｏ．２１〜２６の銅合金板から試料（試験片）を切り出し、０．２％耐力の測定、導電率の測定及び応力緩和試験を、［実施例１］と同じ要領で行った。その結果を表２に示す。また、比較のため、［実施例１］で得られた試験Ｎｏ．１〜４の結果を表２に合わせて示す。
表２に示すように、試験Ｎｏ．１〜４，２５の銅合金板は、合金組成が本発明の規定を満たし、冷間圧延の工程途中に溶体化処理を含むプロセスを適用して製造している。また、試験Ｎｏ．２６の銅合金板は、合金組成が本発明の規定を満たし、熱間圧延後の焼き入れを８００℃以上の焼き入れ温度で行うプロセスを適用して製造している。
試験Ｎｏ．１〜４，２５，２６は、保持時間が１００時間経過後から１０００時間に達するまでの応力緩和率の増分（Ｒ１０００−Ｒ１００）が７％以下、かつ１０００時間保持後の応力緩和率（Ｒ１０００）が２５％以下であり、耐応力緩和特性が優れている。また、導電率及び０．２％耐力が高い。
試験Ｎｏ．１〜４，２５，２６は、保持時間が１００時間経過後から１０００時間に達するまでの応力緩和率の増分（Ｒ１０００−Ｒ１００）が７％以下、かつ１０００時間保持後の応力緩和率（Ｒ１０００）が２５％以下であり、耐応力緩和特性が優れている。また、導電率及び０．２％耐力が高い。
一方、試験Ｎｏ．２１〜２４は、合金組成が本発明の規定を満たすが、熱間圧延後の焼き入れ温度が７００℃と低く、かつ冷間圧延の工程途中に溶体化処理を含むプロセスを適用して製造していない。このため、Ｎｏ．２１〜２４は耐応力緩和特性が劣る。
Claims (5)
- Ｃｒ：０．１５〜０．６０質量％、Ｓｉ：０．０１〜０．２０質量％を含み、さらにＴｉ：０．０１〜０．３０質量％とＺｒ：０．０１〜０．２０質量％の１種又は２種を含み、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなり、２００℃で１００時間加熱後の応力緩和率をＲ１００とし、２００℃で１０００時間加熱後の応力緩和率をＲ１０００としたとき、応力緩和率の増分（Ｒ１０００−Ｒ１００）が７％以下であり、かつＲ１０００が２５％以下であることを特徴とする電気電子部品用銅合金板。
- Ａｇ：０．０１〜０．５質量％、Ｆｅ：０．０１〜０．３質量％、Ｎｉ：０．０１〜０．３質量％、Ｓｎ：０．００１〜０．７質量％、Ｍｇ：０．００１〜０．３質量％、Ｚｎ：０．００１〜１．０質量％、Ｃｏ：０．０１〜０．２質量％、Ｍｎ：０．０１〜０．２質量％の１種又は２種以上を、合計で１．０質量％以下含むことを特徴とする請求項１に記載された電気電子部品用銅合金板。
- 不可避的不純物であるＡｌ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂ、Ｐｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｂｉ及びＩｎの１種以上の含有量の合計が０．１質量％以下であることを特徴とする請求項１又は２に記載された電気電子部品用銅合金板。
- 熱間圧延後の焼き入れ、続く冷間圧延及び時効処理を経て製造され、前記冷間圧延が工程途中に溶体化処理を含むことを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載された電気電子部品用銅合金板。
- 熱間圧延後の焼き入れ、続く冷間圧延及び時効処理を経て製造され、前記焼き入れの焼き入れ温度が８００℃以上であることを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載された電気電子部品用銅合金板。
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