JP2016216793A - 銅合金板および銅合金板の製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】導電率、曲げ加工性、耐応力緩和特性に優れ、かつ、耐熱性に優れたＣｕ−Ｚｒ系合金からなる銅合金板およびこの銅合金板の製造方法を提供する。
【解決手段】Ｚｒを０．０１ｍａｓｓ％以上０．１１ｍａｓｓ％以下の範囲で含有し、残部がＣｕおよび不可避不純物からなる組成の銅合金からなり、前記銅合金中に分散析出した析出物粒子の円相当径が１．０μｍ未満とされ、円相当径が０．５μｍ以上１．０μｍ未満の前記析出物粒子の個数密度が１０個／ｍｍ２以下、円相当径が０．１μｍ以上０．５μｍ未満の前記析出物粒子の個数密度が１００個／ｍｍ２以下とされ、導電率が８５％ＩＡＣＳ以上、室温でのビッカース硬度が１４０以上、Ｗ曲げ冶具の半径をＲとし、前記銅合金板の厚みをｔとしたとき、曲げ加工性Ｒ／ｔが、０．６未満、日本伸銅協会技術標準ＪＣＢＡ Ｔ３２５：２０１３で規定される耐熱温度が５００℃以上とされている。
【選択図】なし
【解決手段】Ｚｒを０．０１ｍａｓｓ％以上０．１１ｍａｓｓ％以下の範囲で含有し、残部がＣｕおよび不可避不純物からなる組成の銅合金からなり、前記銅合金中に分散析出した析出物粒子の円相当径が１．０μｍ未満とされ、円相当径が０．５μｍ以上１．０μｍ未満の前記析出物粒子の個数密度が１０個／ｍｍ２以下、円相当径が０．１μｍ以上０．５μｍ未満の前記析出物粒子の個数密度が１００個／ｍｍ２以下とされ、導電率が８５％ＩＡＣＳ以上、室温でのビッカース硬度が１４０以上、Ｗ曲げ冶具の半径をＲとし、前記銅合金板の厚みをｔとしたとき、曲げ加工性Ｒ／ｔが、０．６未満、日本伸銅協会技術標準ＪＣＢＡ Ｔ３２５：２０１３で規定される耐熱温度が５００℃以上とされている。
【選択図】なし
Description
本発明は、コネクタや、その他の端子、あるいは電磁リレーの可動導電片、バスバーなどの電子・電気機器用部品の素材として使用される銅合金板、及び、この銅合金板の製造方法に関するものである。
従来、電子機器や電気機器等の小型化及び軽量化にともない、これら電子機器や電気機器等に使用されるコネクタ等の端子、リレー、バスバー等の電子・電気機器用部品の小型化および薄肉化が図られている。このため、電子・電気機器用部品を構成する材料として、強度、導電率に優れた銅合金が要求されている。
また、電気自動車やハイブリッド車等の車載用の電子・電気機器用部品においては、高温及び振動環境下で使用されることから、これらの環境下においても特性が劣化しないことが求められる。
さらに、近年では、これらの電子・電気機器用部品においては溶接によって接合されることがある。溶接を行った場合には、溶接部周辺が高温となるため、材料が軟化してしまうおそれがある。そのため、電子・電気機器用部品を構成する銅合金には、従来よりも高い耐熱性が求められている。
また、電気自動車やハイブリッド車等の車載用の電子・電気機器用部品においては、高温及び振動環境下で使用されることから、これらの環境下においても特性が劣化しないことが求められる。
さらに、近年では、これらの電子・電気機器用部品においては溶接によって接合されることがある。溶接を行った場合には、溶接部周辺が高温となるため、材料が軟化してしまうおそれがある。そのため、電子・電気機器用部品を構成する銅合金には、従来よりも高い耐熱性が求められている。
ここで、Ｃｕ−Ｚｒ系合金は、導電率が高く、強度、曲げ加工性、耐応力緩和特性、耐熱性に優れた合金であるが、高温環境下での使用や溶接への対応の観点から、さらなる耐熱性の向上が求められている。
そこで、特許文献１には、Ｃｕ−Ｚｒ系合金に、Ｎｉ，Ｓｎ，Ｚｎのうち１種又は２種以上を添加して耐熱性の向上を図る技術が記載されている。
そこで、特許文献１には、Ｃｕ−Ｚｒ系合金に、Ｎｉ，Ｓｎ，Ｚｎのうち１種又は２種以上を添加して耐熱性の向上を図る技術が記載されている。
しかしながら、特許文献１に記載されたＣｕ−Ｚｒ系合金においては、Ｚｒ以外にＮｉ，Ｓｎ，Ｚｎのうち１種又は２種以上を添加していることから、導電率が低下してしまうおそれがあった。また、製造コストが増加してしまうおそれがあった。すなわち、特許文献１に記載されたＣｕ−Ｚｒ系合金においては、高い導電率を維持したまま、耐熱性をさらに向上させることができなかった。
本発明は、以上のような事情を背景としてなされたものであって、導電率、曲げ加工性、耐応力緩和特性に優れ、かつ、耐熱性に特に優れたＣｕ−Ｚｒ系合金からなる銅合金板およびこの銅合金板の製造方法を提供することを目的としている。
この課題を解決するために、本発明者らは鋭意研究を行った結果、Ｃｕ−Ｚｒ系合金において、析出物粒子の分散状態を制御することにより、導電率、強度及び耐応力緩和特性を低下させることなく、耐熱性を向上させることが可能であるとの知見を得た。
本発明は、かかる知見に基づいてなされたものであって、本発明の銅合金板は、Ｚｒを０．０１ｍａｓｓ％以上０．１１ｍａｓｓ％以下の範囲で含有し、残部がＣｕおよび不可避不純物からなる組成の銅合金からなり、前記銅合金中に分散析出した析出物粒子の円相当径が１．０μｍ未満とされており、円相当径が０．５μｍ以上１．０μｍ未満の前記析出物粒子の個数密度が１０個／ｍｍ２以下とされ、円相当径が０．１μｍ以上０．５μｍ未満の前記析出物粒子の個数密度が１００個／ｍｍ２以下とされ、導電率が８５％ＩＡＣＳ以上とされ、室温でのビッカース硬度が１４０以上とされ、Ｗ曲げ冶具の半径をＲとし、前記銅合金板の厚みをｔとしたとき、曲げ加工性Ｒ／ｔが、０．６未満とされ、日本伸銅協会技術標準ＪＣＢＡ Ｔ３２５：２０１３で規定される耐熱温度が５００℃以上とされていることを特徴としている。
上述の構成の銅合金板によれば、前記銅合金中に分散析出した析出物粒子の円相当径が１．０μｍ未満とされており、円相当径が０．５μｍ以上１．０μｍ未満の前記析出物粒子の個数密度が１０個／ｍｍ２以下とされ、円相当径が０．１μｍ以上０．５μｍ未満の前記析出物粒子の個数密度が１００個／ｍｍ２以下とされ、導電率が８５％ＩＡＣＳ以上とされているので、粗大な析出物粒子の析出が抑制されており、円相当径が０．１μｍ未満の微細な析出物粒子が十分に分散していることになる。これにより、導電率、強度及び耐応力緩和特性を維持したまま、銅合金板の耐熱性を大幅に向上させることができる。また、円相当径が１．０μｍ以上の析出物粒子が存在しないことから、曲げ加工性を向上させることができる。
具体的には、導電率が８５％ＩＡＣＳ以上、室温でのビッカース硬度が１４０以上、Ｗ曲げ冶具の半径をＲとし、前記銅合金板の厚みをｔとしたとき、曲げ加工性Ｒ／ｔが、０．６未満、日本伸銅協会技術標準ＪＣＢＡ Ｔ３２５：２０１３で規定される耐熱温度が５００℃以上とされており、導電率、ビッカース硬度（強度）、曲げ加工性、耐熱性に優れているので、高温環境下で使用される電子・電気機器用部品の素材として特に優れている。
ここで、本発明の銅合金板においては、応力緩和率が１５０℃の１０００時間保持後で１０％以下であることが好ましい。
この構成の銅合金板によれば、耐応力緩和特性に優れているので、高温環境下で使用した場合でも変形が抑制されることになり、高温環境下で使用されるコネクタ等の素材として特に適している。
この構成の銅合金板によれば、耐応力緩和特性に優れているので、高温環境下で使用した場合でも変形が抑制されることになり、高温環境下で使用されるコネクタ等の素材として特に適している。
また、本発明の銅合金板においては、さらに、Ｍｇを０．００１ｍａｓｓ％以上０．０５ｍａｓｓ％未満の範囲で含有することが好ましい。
この構成の銅合金板によれば、Ｍｇを添加しているので、耐応力緩和特性をさらに向上させることが可能となる。また、Ｍｇの含有量が０．０５ｍａｓｓ％未満に制限されているので、高い導電率を維持することができる。
この構成の銅合金板によれば、Ｍｇを添加しているので、耐応力緩和特性をさらに向上させることが可能となる。また、Ｍｇの含有量が０．０５ｍａｓｓ％未満に制限されているので、高い導電率を維持することができる。
本発明の銅合金板の製造方法は、上述の銅合金板の製造方法であって、溶解鋳造工程と、均質化熱処理工程と、熱間圧延工程と、冷間圧延工程と、時効熱処理工程と、を含み、前記均質化熱処理工程において、熱処理温度が９５０℃以上１０３０℃以下の範囲内とされ、前記熱間圧延工程において、熱間圧延終了温度が（前記銅合金の固溶度線温度−１００）℃以上とされ、前記熱間圧延終了温度から４００℃までの冷却速度が３０℃／ｓｅｃ以上とされていることを特徴としている。
この構成の銅合金板の製造方法によれば、前記均質化熱処理工程において、熱処理温度が９５０℃以上１０３０℃以下の範囲内とされているので、Ｚｒの濃度偏析を確実に解消することができる。
さらに、前記熱間圧延工程において、熱間圧延終了温度が（前記銅合金の固溶度線温度−１００）℃以上とされ、前記熱間圧延終了温度から４００℃までの冷却速度が３０℃／ｓｅｃ以上とされているので、粗大な析出物粒子の析出を抑制してＺｒを十分に固溶させることでき、その後の時効熱処理工程で微細な析出物粒子を析出することが可能となり、耐熱性に特に優れた銅合金板を製造することができる。
さらに、前記熱間圧延工程において、熱間圧延終了温度が（前記銅合金の固溶度線温度−１００）℃以上とされ、前記熱間圧延終了温度から４００℃までの冷却速度が３０℃／ｓｅｃ以上とされているので、粗大な析出物粒子の析出を抑制してＺｒを十分に固溶させることでき、その後の時効熱処理工程で微細な析出物粒子を析出することが可能となり、耐熱性に特に優れた銅合金板を製造することができる。
本発明によれば、導電率、曲げ加工性、耐応力緩和特性に優れ、かつ、耐熱性に優れたＣｕ−Ｚｒ系合金からなる銅合金板およびこの銅合金板の製造方法を提供することができる。
以下に、本発明の一実施形態である銅合金板及び銅合金板の製造方法について、添付した図を参照にして説明する。
本実施形態である銅合金板は、Ｚｒを０．０１ｍａｓｓ％以上０．１１ｍａｓｓ％以下の範囲で含有し、残部がＣｕおよび不可避不純物からなる組成を有している。
なお、本実施形態においては、さらに、Ｍｇを０．００１ｍａｓｓ％以上０．０５０ｍａｓｓ％未満の範囲で含有していてもよい。
本実施形態である銅合金板は、Ｚｒを０．０１ｍａｓｓ％以上０．１１ｍａｓｓ％以下の範囲で含有し、残部がＣｕおよび不可避不純物からなる組成を有している。
なお、本実施形態においては、さらに、Ｍｇを０．００１ｍａｓｓ％以上０．０５０ｍａｓｓ％未満の範囲で含有していてもよい。
そして、本実施形態である銅合金板においては、銅合金中に分散析出した析出物粒子（Ｃｕ−Ｚｒ粒子）の円相当径が１．０μｍ未満とされており、円相当径が０．５μｍ以上１．０μｍ未満の析出物粒子の個数密度が１０個／ｍｍ２以下とされ、円相当径が０．１μｍ以上０．５μｍ未満の析出物粒子の個数密度が１００個／ｍｍ２以下とされている。
また、本実施形態である銅合金板においては、導電率が８５％ＩＡＣＳ以上とされ、室温でのビッカース硬度が１４０以上とされ、Ｗ曲げ冶具の半径をＲとし、前記銅合金板の厚みをｔとしたとき、曲げ加工性Ｒ／ｔが、０．６未満とされ、日本伸銅協会技術標準ＪＣＢＡ Ｔ３２５：２０１３で規定される耐熱温度が５００℃以上とされている。
さらに、応力緩和率が１５０℃の１０００時間保持後で１０％以下とされている。
さらに、応力緩和率が１５０℃の１０００時間保持後で１０％以下とされている。
ここで、上述のように成分組成、組織等を規定した理由について以下に説明する。
（Ｚｒ）
Ｃｕ中にＺｒを固溶させた後に、時効熱処理を行って微細な析出物粒子（Ｃｕ−Ｚｒ粒子）を析出させることにより、耐熱性を大幅に向上させることができる。また、強度及び耐応力緩和特性を向上させることが可能となる。
ここで、Ｚｒの含有量が０．０１ｍａｓｓ％未満の場合には、時効熱処理によって析出する微細な析出物粒子の量が不十分となり、耐熱性を十分に向上させることができないおそれがある。一方、Ｚｒの含有量が０．１１ｍａｓｓ％を超える場合には、溶解鋳造時に粗大な酸化物等が生成し、曲げ加工性等を低下させるおそれがある。
以上のことから、本実施形態では、Ｚｒの含有量を０．０１ｍａｓｓ％以上０．１１ｍａｓｓ％以下の範囲内に設定している。
なお、微細な析出物粒子を確実に析出させて耐熱性を確実に向上させるためには、Ｚｒの含有量の下限を０．０２ｍａｓｓ％以上とすることが好ましく、０．０３ｍａｓｓ％以上とすることがさらに好ましい。また、粗大な酸化物の形成を確実に抑制するためには、Ｚｒの含有量の上限を０．１ｍａｓｓ％以下とすることが好ましく、０．０８ｍａｓｓ％以下とすることがさらに好ましい。
Ｃｕ中にＺｒを固溶させた後に、時効熱処理を行って微細な析出物粒子（Ｃｕ−Ｚｒ粒子）を析出させることにより、耐熱性を大幅に向上させることができる。また、強度及び耐応力緩和特性を向上させることが可能となる。
ここで、Ｚｒの含有量が０．０１ｍａｓｓ％未満の場合には、時効熱処理によって析出する微細な析出物粒子の量が不十分となり、耐熱性を十分に向上させることができないおそれがある。一方、Ｚｒの含有量が０．１１ｍａｓｓ％を超える場合には、溶解鋳造時に粗大な酸化物等が生成し、曲げ加工性等を低下させるおそれがある。
以上のことから、本実施形態では、Ｚｒの含有量を０．０１ｍａｓｓ％以上０．１１ｍａｓｓ％以下の範囲内に設定している。
なお、微細な析出物粒子を確実に析出させて耐熱性を確実に向上させるためには、Ｚｒの含有量の下限を０．０２ｍａｓｓ％以上とすることが好ましく、０．０３ｍａｓｓ％以上とすることがさらに好ましい。また、粗大な酸化物の形成を確実に抑制するためには、Ｚｒの含有量の上限を０．１ｍａｓｓ％以下とすることが好ましく、０．０８ｍａｓｓ％以下とすることがさらに好ましい。
（Ｍｇ）
Ｃｕ−Ｚｒ合金にＭｇを添加することにより、硬度および耐応力緩和特性が向上することから、特に優れた硬度および耐応力緩和特性が要求される場合には、適宜、添加することが好ましい。
ここで、Ｍｇの含有量が０．００１ｍａｓｓ％未満の場合には、Ｍｇの添加による硬度および耐応力緩和特性向上の効果が十分に得られない。一方、Ｍｇの含有量が０．０５ｍａｓｓ％以上の場合には、導電率が低下してしまうおそれがある。
以上のことから、本実施形態では、Ｍｇを添加する場合には、Ｍｇの含有量を０．００１ｍａｓｓ％以上０．０５ｍａｓｓ％未満の範囲内に設定している。
なお、硬度および耐応力緩和特性を確実に向上させるためには、Ｍｇの含有量の下限を０．００２５ｍａｓｓ％以上とすることが好ましく、０．００５ｍａｓｓ％以上とすることがさらに好ましい。また、導電率の低下を確実に抑制するためには、Ｍｇの含有量の上限を０．０４ｍａｓｓ％未満とすることが好ましく、０．０２５ｍａｓｓ％以下とすることがさらに好ましい。
Ｃｕ−Ｚｒ合金にＭｇを添加することにより、硬度および耐応力緩和特性が向上することから、特に優れた硬度および耐応力緩和特性が要求される場合には、適宜、添加することが好ましい。
ここで、Ｍｇの含有量が０．００１ｍａｓｓ％未満の場合には、Ｍｇの添加による硬度および耐応力緩和特性向上の効果が十分に得られない。一方、Ｍｇの含有量が０．０５ｍａｓｓ％以上の場合には、導電率が低下してしまうおそれがある。
以上のことから、本実施形態では、Ｍｇを添加する場合には、Ｍｇの含有量を０．００１ｍａｓｓ％以上０．０５ｍａｓｓ％未満の範囲内に設定している。
なお、硬度および耐応力緩和特性を確実に向上させるためには、Ｍｇの含有量の下限を０．００２５ｍａｓｓ％以上とすることが好ましく、０．００５ｍａｓｓ％以上とすることがさらに好ましい。また、導電率の低下を確実に抑制するためには、Ｍｇの含有量の上限を０．０４ｍａｓｓ％未満とすることが好ましく、０．０２５ｍａｓｓ％以下とすることがさらに好ましい。
（不可避不純物）
なお、上述した元素以外の不可避不純物としては、例えばＰｂ，Ｂｉ，Ｂ，Ｃａ，Ｓｎ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ａｌ，Ａｇ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓｒ，Ｂａ，Ｓｃ，Ｙ，希土類元素，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｒｅ，Ｒｕ，Ｏｓ，Ｓｅ，Ｔｅ，Ｒｈ，Ｉｒ，Ｐｄ，Ｐｔ，Ａｕ，Ｚｎ，Ｃｄ，Ｇａ，Ｉｎ，Ｌｉ，Ｓｉ，Ｇｅ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｔｉ，Ｔｌ，Ｃ，Ｎｉ，Ｂｅ，Ｎ，Ｈ，Ｈｇ，Ｏ，Ｓ等が挙げられる。
これらの不可避的不純物は、総量で０．１ｍａｓｓ％以下であることが望ましい。不可避的不純物は、導電率が高くなるため、総量で０．０５ｍａｓｓ％以下がより望ましい。
なお、上述した元素以外の不可避不純物としては、例えばＰｂ，Ｂｉ，Ｂ，Ｃａ，Ｓｎ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ａｌ，Ａｇ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓｒ，Ｂａ，Ｓｃ，Ｙ，希土類元素，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｒｅ，Ｒｕ，Ｏｓ，Ｓｅ，Ｔｅ，Ｒｈ，Ｉｒ，Ｐｄ，Ｐｔ，Ａｕ，Ｚｎ，Ｃｄ，Ｇａ，Ｉｎ，Ｌｉ，Ｓｉ，Ｇｅ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｔｉ，Ｔｌ，Ｃ，Ｎｉ，Ｂｅ，Ｎ，Ｈ，Ｈｇ，Ｏ，Ｓ等が挙げられる。
これらの不可避的不純物は、総量で０．１ｍａｓｓ％以下であることが望ましい。不可避的不純物は、導電率が高くなるため、総量で０．０５ｍａｓｓ％以下がより望ましい。
（析出物粒子）
銅合金中に分散析出した析出物粒子のうち円相当径が１．０μｍ以上のものは、曲げ加工性を低下させるおそれがある。また、円相当径が０．５μｍ以上１．０μｍ未満の析出物粒子、あるいは、円相当径が０．１μｍ以上０．５μｍ未満の析出物粒子は、耐熱性の向上に大きく寄与しない。また、これらの粗大な析出物粒子が数多く存在すると、円相当径が０．１μｍ未満の微細な析出物粒子の数が少なくなり、耐熱性が十分に向上しないおそれがある。
銅合金中に分散析出した析出物粒子のうち円相当径が１．０μｍ以上のものは、曲げ加工性を低下させるおそれがある。また、円相当径が０．５μｍ以上１．０μｍ未満の析出物粒子、あるいは、円相当径が０．１μｍ以上０．５μｍ未満の析出物粒子は、耐熱性の向上に大きく寄与しない。また、これらの粗大な析出物粒子が数多く存在すると、円相当径が０．１μｍ未満の微細な析出物粒子の数が少なくなり、耐熱性が十分に向上しないおそれがある。
そこで、本実施形態では、銅合金中に分散析出した析出物粒子の円相当径を１．０μｍ未満とするとともに、円相当径が０．５μｍ以上１．０μｍ未満の析出物粒子の個数密度を１０個／ｍｍ２以下、円相当径が０．１μｍ以上０．５μｍ未満の析出物粒子の個数密度を１００個／ｍｍ２以下に制限している。
なお、本実施形態では、導電率を８５％ＩＡＣＳ以上に規定していることから、Ｚｒが十分に析出していることになる。このため、上述のように、円相当径が０．５μｍ以上１．０μｍ未満の析出物粒子および円相当径が０．１μｍ以上０．５μｍ未満の析出物粒子の個数を規定することにより、円相当径が０．１μｍ未満の微細な析出物粒子が十分に析出していることになる。
なお、本実施形態では、導電率を８５％ＩＡＣＳ以上に規定していることから、Ｚｒが十分に析出していることになる。このため、上述のように、円相当径が０．５μｍ以上１．０μｍ未満の析出物粒子および円相当径が０．１μｍ以上０．５μｍ未満の析出物粒子の個数を規定することにより、円相当径が０．１μｍ未満の微細な析出物粒子が十分に析出していることになる。
次に、このような構成とされた本実施形態である銅合金板の製造方法について、図１に示すフロー図を参照して説明する。
（溶解鋳造工程Ｓ０１）
まず、銅原料を溶解して得られた銅溶湯に、Ｚｒ、必要時応じてＭｇを添加して成分調整を行い、銅合金溶湯を溶製する。なお、Ｚｒ、Ｍｇの添加には、Ｚｒ単体およびＭｇ単体やＣｕ−Ｚｒ母合金およびＣｕ−Ｍｇ母合金等を用いることができる。また、ＺｒおよびＭｇを含む原料を銅原料とともに溶解してもよい。また、本合金のリサイクル材およびスクラップ材を用いてもよい。
まず、銅原料を溶解して得られた銅溶湯に、Ｚｒ、必要時応じてＭｇを添加して成分調整を行い、銅合金溶湯を溶製する。なお、Ｚｒ、Ｍｇの添加には、Ｚｒ単体およびＭｇ単体やＣｕ−Ｚｒ母合金およびＣｕ−Ｍｇ母合金等を用いることができる。また、ＺｒおよびＭｇを含む原料を銅原料とともに溶解してもよい。また、本合金のリサイクル材およびスクラップ材を用いてもよい。
銅溶湯は、純度が９９．９９ｍａｓｓ％以上とされたいわゆる４ＮＣｕとすることが好ましい。また、銅合金溶湯の溶製時には、活性金属であるＺｒおよびＭｇの酸化等を抑制するために、真空炉、あるいは、不活性ガス雰囲気または還元性雰囲気とされた雰囲気炉を用いることが好ましい。
そして、成分調整された銅合金溶湯を鋳型に注入して鋳塊を製出する。なお、量産を考慮した場合には、連続鋳造法または半連続鋳造法を用いることが好ましい。
そして、成分調整された銅合金溶湯を鋳型に注入して鋳塊を製出する。なお、量産を考慮した場合には、連続鋳造法または半連続鋳造法を用いることが好ましい。
（均質化熱処理工程Ｓ０２）
次に、得られた鋳塊のＺｒ濃度偏析を解消するために均質化熱処理を行う。
鋳塊を９５０℃以上１０３０℃未満の温度にまで加熱する熱処理を行うことで、鋳塊内において、Ｚｒを均質に拡散させるとともに、Ｚｒを母相中に固溶させる。この均質化熱処理工程Ｓ０２は、非酸化性雰囲気または還元性雰囲気中で実施することが好ましい。なお、熱処理温度での保持時間は５ｍｉｎ以上６００ｍｉｎ以下の範囲内とすることが好ましい。
次に、得られた鋳塊のＺｒ濃度偏析を解消するために均質化熱処理を行う。
鋳塊を９５０℃以上１０３０℃未満の温度にまで加熱する熱処理を行うことで、鋳塊内において、Ｚｒを均質に拡散させるとともに、Ｚｒを母相中に固溶させる。この均質化熱処理工程Ｓ０２は、非酸化性雰囲気または還元性雰囲気中で実施することが好ましい。なお、熱処理温度での保持時間は５ｍｉｎ以上６００ｍｉｎ以下の範囲内とすることが好ましい。
ここで、均質化熱処理工程Ｓ０２の熱処理温度が９５０℃未満あるいは１０３０℃を超える場合には、Ｚｒの偏析を十分に解消てきないおそれがある。
このため、本実施形態では、均質化熱処理工程Ｓ０２における熱処理温度を９５０℃以上１０３０℃未満の範囲に設定している。
なお、さらに確実にＺｒの偏析を解消するためには、均質化熱処理工程Ｓ０２における熱処理温度の下限を９６０℃以上とすることが好ましく、均質化熱処理工程Ｓ０２における熱処理温度の上限を１０２５℃以下とすることが好ましい。
このため、本実施形態では、均質化熱処理工程Ｓ０２における熱処理温度を９５０℃以上１０３０℃未満の範囲に設定している。
なお、さらに確実にＺｒの偏析を解消するためには、均質化熱処理工程Ｓ０２における熱処理温度の下限を９６０℃以上とすることが好ましく、均質化熱処理工程Ｓ０２における熱処理温度の上限を１０２５℃以下とすることが好ましい。
（熱間圧延工程Ｓ０３）
次に、粗加工の効率化と組織の均一化のために熱間圧延を実施する。熱間圧延工程Ｓ０３における加工率は特に限定しないが、３０％以上とすることが好ましく、５０％以上とすることがさらに好ましい。
また、熱間圧延終了温度は、（銅合金板を構成する銅合金の固溶度線温度−１００）℃以上とされている。
さらに、熱間圧延終了温度から４００℃までの冷却速度が３０℃／ｓｅｃ以上に設定されている。
次に、粗加工の効率化と組織の均一化のために熱間圧延を実施する。熱間圧延工程Ｓ０３における加工率は特に限定しないが、３０％以上とすることが好ましく、５０％以上とすることがさらに好ましい。
また、熱間圧延終了温度は、（銅合金板を構成する銅合金の固溶度線温度−１００）℃以上とされている。
さらに、熱間圧延終了温度から４００℃までの冷却速度が３０℃／ｓｅｃ以上に設定されている。
なお、本実施形態では、上述の固溶度線温度は、図２に示すＣｕ−Ｚｒ二元系状態図の固溶度線Ｓを近似した下記の近似式によって算出した。
Ｙ＝−５９９０×Ｘ２＋２５７０×Ｘ＋６９０
ただし、Ｘ：Ｚｒ濃度（ｍａｓｓ％）、Ｙ：固溶度線温度（℃）
Ｙ＝−５９９０×Ｘ２＋２５７０×Ｘ＋６９０
ただし、Ｘ：Ｚｒ濃度（ｍａｓｓ％）、Ｙ：固溶度線温度（℃）
ここで、熱間圧延終了温度が（前記銅合金の固溶度線温度−１００）℃よりも低い場合、あるいは、前記熱間圧延終了温度から４００℃までの冷却速度が３０℃／ｓｅｃ未満の場合には、Ｚｒの固溶が不十分となるおそれがある。また、円相当径が１．０μｍ以上の粗大な析出物粒子が析出してしまうおそれがある。この粗大な析出物粒子は、その後の工程において完全に固溶させることはできず、曲げ加工性を低下させてしまうおそれがある。
このため、本実施形態では、熱間圧延終了温度を、（銅合金板を構成する銅合金の固溶度線温度−１００）℃以上とし、熱間圧延終了温度から４００℃までの冷却速度を３０℃／ｓｅｃ以上に設定している。
なお、Ｚｒを確実に固溶させた状態とするためには、熱間圧延終了温度を（前記銅合金の固溶度線温度−７５）℃以上とすることが好ましく、熱間圧延終了温度から３００℃までの冷却速度を３０℃／ｓｅｃ以上とすることが好ましい。
このため、本実施形態では、熱間圧延終了温度を、（銅合金板を構成する銅合金の固溶度線温度−１００）℃以上とし、熱間圧延終了温度から４００℃までの冷却速度を３０℃／ｓｅｃ以上に設定している。
なお、Ｚｒを確実に固溶させた状態とするためには、熱間圧延終了温度を（前記銅合金の固溶度線温度−７５）℃以上とすることが好ましく、熱間圧延終了温度から３００℃までの冷却速度を３０℃／ｓｅｃ以上とすることが好ましい。
（冷間圧延工程Ｓ０４）
次に、冷間圧延を行う。この冷間圧延工程Ｓ０４における温度条件は特に限定はないが、−２００℃から２００℃の範囲内とすることが好ましい。また、加工率は、最終形状に近似するように適宜選択されることになるが、３０％以上とすることが好ましく、５０％以上とすることがさらに好ましい。
なお、この冷間圧延工程Ｓ０４の途中で、後述する中間熱処理工程Ｓ０５を適宜実施してもよい。
次に、冷間圧延を行う。この冷間圧延工程Ｓ０４における温度条件は特に限定はないが、−２００℃から２００℃の範囲内とすることが好ましい。また、加工率は、最終形状に近似するように適宜選択されることになるが、３０％以上とすることが好ましく、５０％以上とすることがさらに好ましい。
なお、この冷間圧延工程Ｓ０４の途中で、後述する中間熱処理工程Ｓ０５を適宜実施してもよい。
（中間熱処理工程Ｓ０５）
この中間熱処理工程Ｓ０５における熱処理方法は特に限定はないが、好ましくは５００℃以上１０５０℃以下の条件で、非酸化雰囲気または還元性雰囲気中で熱処理を行うことが好ましい。
この中間熱処理工程Ｓ０５における熱処理方法は特に限定はないが、好ましくは５００℃以上１０５０℃以下の条件で、非酸化雰囲気または還元性雰囲気中で熱処理を行うことが好ましい。
（時効熱処理工程Ｓ０６）
冷間圧延工程Ｓ０４によって得られた冷間圧延材に対して、時効熱処理を実施する。この時効熱処理工程Ｓ０６により、微細な析出物粒子が析出し、耐熱性、強度及び導電率が向上することになる。
ここで、熱処理温度は特に限定しないが、最適なサイズの析出物粒子を均一に分散析出させるために、２５０℃以上６００℃以下の範囲内とすることが好ましい。また、熱処理温度での保持時間は特に限定しないが、３０ｍｉｎ以上９００ｍｉｎ以下の範囲内とすることが好ましい。
冷間圧延工程Ｓ０４によって得られた冷間圧延材に対して、時効熱処理を実施する。この時効熱処理工程Ｓ０６により、微細な析出物粒子が析出し、耐熱性、強度及び導電率が向上することになる。
ここで、熱処理温度は特に限定しないが、最適なサイズの析出物粒子を均一に分散析出させるために、２５０℃以上６００℃以下の範囲内とすることが好ましい。また、熱処理温度での保持時間は特に限定しないが、３０ｍｉｎ以上９００ｍｉｎ以下の範囲内とすることが好ましい。
（調質圧延工程Ｓ０７）
さらなる強度の向上を図る場合には、時効熱処理工程Ｓ０６の後に、調質圧延を行ってもよい。なお、この調質圧延工程Ｓ０７における圧延率は、５％以上とすることが好ましい。
さらなる強度の向上を図る場合には、時効熱処理工程Ｓ０６の後に、調質圧延を行ってもよい。なお、この調質圧延工程Ｓ０７における圧延率は、５％以上とすることが好ましい。
（歪取り焼鈍工程Ｓ０８）
時効熱処理工程Ｓ０６又は調質圧延工程Ｓ０７の後に、歪取り焼鈍を行う。この歪取り焼鈍工程Ｓ０６により、残留応力が低下することになり、打ち抜きした後の寸法精度が向上することになる。なお、歪取り焼鈍工程Ｓ０８の条件は、温度２５０〜７５０℃、保持時間０．１〜３０ｍｉｎとすることが好ましい。
時効熱処理工程Ｓ０６又は調質圧延工程Ｓ０７の後に、歪取り焼鈍を行う。この歪取り焼鈍工程Ｓ０６により、残留応力が低下することになり、打ち抜きした後の寸法精度が向上することになる。なお、歪取り焼鈍工程Ｓ０８の条件は、温度２５０〜７５０℃、保持時間０．１〜３０ｍｉｎとすることが好ましい。
以上のようにして、微細な析出物粒子が分散析出した本実施形態である銅合金板が製造されることになる。
以上のような構成とされた本実施形態である銅合金板によれば、銅合金中に分散析出した析出物粒子の円相当径が１．０μｍ未満とされており、円相当径が０．５μｍ以上１．０μｍ未満の析出物粒子の個数密度を１０個／ｍｍ２以下、円相当径が０．１μｍ以上０．５μｍ未満の析出物粒子の個数密度を１００個／ｍｍ２以下に制限し、さらに導電率が８５％ＩＡＣＳ以上とされているので、粗大な析出物粒子の析出が抑制されており、円相当径が０．１μｍ未満の微細な析出物粒子が十分に分散していることになる。これにより、導電率、強度及び耐応力緩和特性を維持したまま、銅合金板の耐熱性を大幅に向上させることができる。また、円相当径が１．０μｍ以上の析出物粒子が存在しないことから、曲げ加工性を向上させることができる。
具体的には、導電率が８５％ＩＡＣＳ以上、室温でのビッカース硬度が１４０以上、Ｗ曲げ冶具の半径をＲとし、前記銅合金板の厚みをｔとしたとき、曲げ加工性Ｒ／ｔが、０．６未満、日本伸銅協会技術標準ＪＣＢＡ Ｔ３２５：２０１３で規定される耐熱温度が５００℃以上とされており、導電率、ビッカース硬度（強度）、曲げ加工性、耐熱性に優れているので、高温環境下で使用される電子・電気機器用部品の素材として特に優れている。
また、本実施形態においては、応力緩和率が１５０℃の１０００時間保持後で１０％以下とされており、耐応力緩和特性に特に優れているので、高温環境下で使用した場合でも変形が抑制されることになり、コネクタ等の素材として特に適している。
また、本実施形態においては、応力緩和率が１５０℃の１０００時間保持後で１０％以下とされており、耐応力緩和特性に特に優れているので、高温環境下で使用した場合でも変形が抑制されることになり、コネクタ等の素材として特に適している。
また、本実施形態において、さらにＭｇを０．００１ｍａｓｓ％以上０．０５０ｍａｓｓ％未満の範囲で含有する構成とした場合には、耐応力緩和特性をさらに向上させることが可能となる。また、Ｍｇの含有量が０．０５０ｍａｓｓ％未満に制限されているので、高い導電率を維持することができる。
また、本実施形態である銅合金板の製造方法によれば、均質化熱処理工程Ｓ０２において、熱処理温度が９５０℃以上１０３０℃未満の範囲内とされているので、Ｚｒの濃度偏析を確実に解消することができ、その後の時効熱処理工程Ｓ０６において、微細な析出物粒子を均一に分散させることができる。
また、熱間圧延工程Ｓ０３おいて、熱間圧延終了温度が（前記銅合金の固溶度線温度−１００）℃以上とされ、熱間圧延終了温度から４００℃までの冷却速度が３０℃／ｓｅｃ以上とされているので、粗大な析出物粒子の析を抑制してＺｒを十分に固溶させることができる。よって、その後の時効熱処理工程Ｓ０６で微細な析出物粒子を析出することができ、耐熱性に特に優れた銅合金板を製造することができる。
以上、本発明の実施形態である銅合金板について説明したが、本発明はこれに限定されることはなく、その発明の技術的思想を逸脱しない範囲で適宜変更可能である。
以下に、本発明の効果を確認すべく行った確認実験の結果について説明する。
純度９９．９９ｍａｓｓ％以上の無酸素銅（ＡＳＴＭ Ｂ１５２ Ｃ１０１００）からなる銅原料を準備し、これを高純度グラファイト坩堝内に装入して、Ａｒガス雰囲気とされた雰囲気炉内において高周波溶解した。得られた銅溶湯内にＺｒ、必要に応じてＭｇを添加した。なお、これらの元素はＣｕの母合金を用いて添加した。
成分調整した銅合金溶湯を、鋳型（材質：鋳鉄）に注湯して鋳塊を製出した。なお、鋳塊の大きさは、厚さ約２０ｍｍ×幅約２０ｍｍ×長さ約１５０ｍｍとした。
純度９９．９９ｍａｓｓ％以上の無酸素銅（ＡＳＴＭ Ｂ１５２ Ｃ１０１００）からなる銅原料を準備し、これを高純度グラファイト坩堝内に装入して、Ａｒガス雰囲気とされた雰囲気炉内において高周波溶解した。得られた銅溶湯内にＺｒ、必要に応じてＭｇを添加した。なお、これらの元素はＣｕの母合金を用いて添加した。
成分調整した銅合金溶湯を、鋳型（材質：鋳鉄）に注湯して鋳塊を製出した。なお、鋳塊の大きさは、厚さ約２０ｍｍ×幅約２０ｍｍ×長さ約１５０ｍｍとした。
得られた鋳塊に対して、Ａｒガス雰囲気中において、均質化と溶体化のために表１に記載の温度条件で１時間保持する均質化熱処理を実施した。
その後、表１に記載の条件で熱間圧延を実施し、水冷又は空冷を行った。この熱間圧延の際に、最終パス後の材料温度、冷却後の材料温度を測定し、熱間圧延後の冷却速度を算出した。
その後、表１に記載の条件で熱間圧延を実施し、水冷又は空冷を行った。この熱間圧延の際に、最終パス後の材料温度、冷却後の材料温度を測定し、熱間圧延後の冷却速度を算出した。
熱間圧延終了後、加工率約９４％で冷間圧延を実施し、厚さ０．６ｍｍ×幅約２０ｍｍの冷間圧延材を得た。
この冷間圧延材に対して、３７５℃で４時間保持後に水焼入れすることにより、時効熱処理を行った。
さらに、時効熱処理後には、６００℃で２０秒保持後に水焼入れすることにより、歪取り焼鈍を行い、特性評価用条材を作製した。
この冷間圧延材に対して、３７５℃で４時間保持後に水焼入れすることにより、時効熱処理を行った。
さらに、時効熱処理後には、６００℃で２０秒保持後に水焼入れすることにより、歪取り焼鈍を行い、特性評価用条材を作製した。
この特性評価用条材を用いて、以下の項目について評価を行った。
（組成分析）
ＺｒおよびＭｇについては、ＩＣＰ−質量分析法によって分析した。評価結果を表１に示す。なお、Ｍｇを添加しなかったものについては、Ｍｇの分析を実施しなかった。
ＺｒおよびＭｇについては、ＩＣＰ−質量分析法によって分析した。評価結果を表１に示す。なお、Ｍｇを添加しなかったものについては、Ｍｇの分析を実施しなかった。
（析出物観察）
電解放出型電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ）を用いて、析出物粒子の観察を行った。特性評価用条材の観察面をフラットミリングした後、１００μｍ×１００μｍの視野で１０ヶ所観察した。その中に含まれる析出物粒子の円相当径及び個数を測定した。析出物粒子の円相当径は、観察面に露出している析出物粒子の面積から求めた。評価結果を表２に示す。
また、図４に本発明例１の析出物粒子の観察結果を示す。
電解放出型電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ）を用いて、析出物粒子の観察を行った。特性評価用条材の観察面をフラットミリングした後、１００μｍ×１００μｍの視野で１０ヶ所観察した。その中に含まれる析出物粒子の円相当径及び個数を測定した。析出物粒子の円相当径は、観察面に露出している析出物粒子の面積から求めた。評価結果を表２に示す。
また、図４に本発明例１の析出物粒子の観察結果を示す。
（ビッカース硬度）
ＪＩＳ Ｚ ２２４４に準じ、特性評価用条材から試験片を採取し、ビッカース硬度を測定した。評価結果を表２に示す。
ＪＩＳ Ｚ ２２４４に準じ、特性評価用条材から試験片を採取し、ビッカース硬度を測定した。評価結果を表２に示す。
（導電率）
ＪＩＳ Ｈ ０５０５に準じ、四端子法によって導電率を測定した。評価結果を表２に示す。
ＪＩＳ Ｈ ０５０５に準じ、四端子法によって導電率を測定した。評価結果を表２に示す。
（耐熱性）
日本伸銅協会技術標準（ＪＣＢＡ）Ｔ３２５（２０１３）に準じて評価した。３００℃から６００℃まで５０℃きざみの各温度で１時間加熱した試験片のビッカース硬度を測定し、図４に示すように等時軟化曲線を作成した。得られた等時軟化曲線のグラフからビッカース硬度が加熱前の値の８０％にまで低下する加熱温度を読み取り、その温度を耐熱温度とした。評価結果を表２に示す。
日本伸銅協会技術標準（ＪＣＢＡ）Ｔ３２５（２０１３）に準じて評価した。３００℃から６００℃まで５０℃きざみの各温度で１時間加熱した試験片のビッカース硬度を測定し、図４に示すように等時軟化曲線を作成した。得られた等時軟化曲線のグラフからビッカース硬度が加熱前の値の８０％にまで低下する加熱温度を読み取り、その温度を耐熱温度とした。評価結果を表２に示す。
（曲げ加工性）
特性評価用条材から、試験片の長さ方向が圧延方向に直交するように幅１０ｍｍ、長さ３５ｍｍの試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４８に準拠して、９０°Ｗ曲げ試験を行った。Ｗ曲げ治具は、曲げ部の先端曲率半径Ｒが０から１．８ｍｍまでを０．１ｍｍ刻みで用意し、それぞれの治具を用い、特性評価用条材のＷ曲げを行った。その後、曲げ加工部を光学顕微鏡で観察し、割れの有無を確認した。観察により、割れが発生しない先端曲率半径Ｒの最小値を求め、その値を板厚ｔで割り、Ｒ／ｔを算出した。Ｒ／ｔは０．６以下を曲げ加工性に優れるものとして判定した。評価結果を表２に示す。
特性評価用条材から、試験片の長さ方向が圧延方向に直交するように幅１０ｍｍ、長さ３５ｍｍの試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４８に準拠して、９０°Ｗ曲げ試験を行った。Ｗ曲げ治具は、曲げ部の先端曲率半径Ｒが０から１．８ｍｍまでを０．１ｍｍ刻みで用意し、それぞれの治具を用い、特性評価用条材のＷ曲げを行った。その後、曲げ加工部を光学顕微鏡で観察し、割れの有無を確認した。観察により、割れが発生しない先端曲率半径Ｒの最小値を求め、その値を板厚ｔで割り、Ｒ／ｔを算出した。Ｒ／ｔは０．６以下を曲げ加工性に優れるものとして判定した。評価結果を表２に示す。
（耐応力緩和特性）
日本伸銅協会技術標準（ＪＣＢＡ）Ｔ３０９（２００４）に準じ、片持ち梁法により、耐力の８０％を初期応力として負荷し、１５０℃で１０００時間保持後の残留永久歪みから応力緩和率を求めた。なお、試験片は、長手方向が圧延方向に平行になるように採取した。応力緩和率が１０％以下のものを耐応力緩和特性に優れるものとして判定した。評価結果を表２に示す。
日本伸銅協会技術標準（ＪＣＢＡ）Ｔ３０９（２００４）に準じ、片持ち梁法により、耐力の８０％を初期応力として負荷し、１５０℃で１０００時間保持後の残留永久歪みから応力緩和率を求めた。なお、試験片は、長手方向が圧延方向に平行になるように採取した。応力緩和率が１０％以下のものを耐応力緩和特性に優れるものとして判定した。評価結果を表２に示す。
Ｚｒの含有量が本発明の範囲よりも多い比較例１においては、円相当径が１．０μｍ以上の析出物粒子が数多く観察されており、曲げ加工性に劣っていた。
Ｚｒの含有量が本発明の範囲よりも少ない比較例２においては、析出物粒子が観察されず、ビッカース硬度、耐応力緩和特性が不十分であった。
Ｍｇの含有量が本発明の範囲よりも多い比較例３においては、導電率が低くなった。
Ｚｒの含有量が本発明の範囲よりも少ない比較例２においては、析出物粒子が観察されず、ビッカース硬度、耐応力緩和特性が不十分であった。
Ｍｇの含有量が本発明の範囲よりも多い比較例３においては、導電率が低くなった。
均質化熱処理工程の熱処理温度が本発明の範囲よりも低くされた比較例４においては、円相当径が１．０μｍ以上の析出物粒子が数多く観察されており、ビッカース硬度が低く、耐熱温度も不十分であった。
熱間圧延終了温度が本発明の範囲よりも低くされた比較例５においては、析出物粒子が数多く観察されており、ビッカース硬度が低く、耐熱温度、耐応力緩和特性も不十分であった。
熱間圧延終了後の冷却速度が本発明の範囲よりも遅くされた比較例６においては、析出物粒子が数多く観察されており、ビッカース硬度が低く、耐熱温度、耐応力緩和特性も不十分であった。
熱間圧延終了温度が本発明の範囲よりも低くされた比較例５においては、析出物粒子が数多く観察されており、ビッカース硬度が低く、耐熱温度、耐応力緩和特性も不十分であった。
熱間圧延終了後の冷却速度が本発明の範囲よりも遅くされた比較例６においては、析出物粒子が数多く観察されており、ビッカース硬度が低く、耐熱温度、耐応力緩和特性も不十分であった。
これに対して、本発明例１−９においては、析出物の円相当径が１．０μｍ未満とされており、円相当径が０．５μｍ以上１．０μｍ未満の析出物粒子の個数密度が１０個／ｍｍ２以下、円相当径が０．１μｍ以上０．５μｍ未満の析出物粒子の個数密度が１００個／ｍｍ２以下に制限されており、耐熱性に特に優れていた。また、ビッカース硬度、導電率、耐応力緩和特性、曲げ加工性にも優れていた。
なお、図４（ａ）、（ｂ）に示すように、本発明例１においては、銅母相中に、粗大な析出物粒子が存在していないことが確認された。
なお、図４（ａ）、（ｂ）に示すように、本発明例１においては、銅母相中に、粗大な析出物粒子が存在していないことが確認された。
以上のことから、本発明例によれば、導電率、曲げ加工性、耐応力緩和特性に優れ、かつ、耐熱性に優れたＣｕ−Ｚｒ系合金からなる銅合金板およびこの銅合金板の製造方法を提供することができることが確認された。
Claims (4)
- Ｚｒを０．０１ｍａｓｓ％以上０．１１ｍａｓｓ％以下の範囲で含有し、残部がＣｕおよび不可避不純物からなる組成の銅合金からなり、
前記銅合金中に分散析出した析出物粒子の円相当径が１．０μｍ未満とされており、円相当径が０．５μｍ以上１．０μｍ未満の前記析出物粒子の個数密度が１０個／ｍｍ２以下とされ、円相当径が０．１μｍ以上０．５μｍ未満の前記析出物粒子の個数密度が１００個／ｍｍ２以下とされ、
導電率が８５％ＩＡＣＳ以上とされ、室温でのビッカース硬度が１４０以上とされ、
Ｗ曲げ冶具の半径をＲとし、前記銅合金板の厚みをｔとしたとき、曲げ加工性Ｒ／ｔが、０．６未満とされ、
日本伸銅協会技術標準ＪＣＢＡ Ｔ３２５：２０１３で規定される耐熱温度が５００℃以上とされていることを特徴とする銅合金板。 - 応力緩和率が１５０℃の１０００時間保持後で１０％以下であることを特徴とする請求項１に記載の銅合金板。
- さらに、Ｍｇを０．００１ｍａｓｓ％以上０．０５ｍａｓｓ％未満の範囲で含有することを特徴とする請求項１又は請求項２に記載の銅合金板。
- 請求項１から請求項３のいずれか一項に記載の銅合金板の製造方法であって、
溶解鋳造工程と、均質化熱処理工程と、熱間圧延工程と、冷間圧延工程と、時効熱処理工程と、を含み、
前記均質化熱処理工程において、熱処理温度が９５０℃以上１０３０℃以下の範囲内とされ、
前記熱間圧延工程において、熱間圧延終了温度が（前記銅合金の固溶度線温度−１００）℃以上とされ、前記熱間圧延終了温度から４００℃までの冷却速度が３０℃／ｓｅｃ以上とされていることを特徴とする銅合金板の製造方法。
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-
2015
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