JP2021127491A - 銅合金材およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】高い導電率を有しながらも、優れた曲げ加工性と高い引張強度を高いレベルで両立させることができる銅合金材およびその製造方法を提供する。【解決手段】所定の組成を有する銅合金材であって、Cu母相11とCr含有相とを含む複相組織を有し、前記銅合金材の圧延方向(x)と板厚方向(y)を含む断面で見て、走査型電子顕微鏡(SEM)で観察したときの視野領域において存在する複数個の前記Cr含有相のうち、前記圧延方向(x)に沿って測定したときの全長(L1)が20μm以上である特定Cr含有相の最大厚さ(t1)が10μm以下であり、かつ、前記複数個の特定Cr含有相のうち、厚さが1μm以下である部分の圧延方向(x)の延在長さ(L3、L4)を合算したときの合計長さ(L3+L4)の前記全長(L1)に占める割合(100×(L3+L4)/L1)が90%以上である特定Cr含有相の個数割合は、80%以上である。【選択図】図2
Description
本発明は、銅合金材およびその製造方法に関する。
銅合金材、例えば電気・電子部品や自動車車載部品に用いられる銅合金材としては、従来は、主に析出強化や加工硬化によって強化された高強度銅合金であるCu−Ni−Si系合金(コルソン系合金)が広く用いられてきた。
しかしながら、Cu−Ni−Si系合金は、導電率は最大でも50%IACS程度であり、大電流で通電すると抵抗発熱量が多くなり、熱によって接点部のばね性の低下や、端子を固定するモールドの劣化などにより、端子の機能が著しく低下するおそれがあることから、大電流用の端子材料として用いるには適さない。
このため、Cu−Ni−Si系合金に代わる端子材料を開発することが求められている。例えば、Cu母相中に他の元素を含む相を晶出させた複相組織を有する合金(複相合金)は、冷間圧延などによる強加工を行なうことで、他の元素を含む相が繊維状に分散され、りん青銅と同等の強度を持ち、かつ高い導電率が得られる。この複相合金系としては、Cu−Cr、Cu−Fe、Cu−Nb、Cu−Ag、Cu−Zrなどが知られている。
例えば、特許文献1には、Cr、FeおよびNbからなる群から選ばれる1種または2種以上を合計で7質量%以上20質量%以下の範囲で含む銅合金や、Agを7質量%以上20質量%以下の範囲で含む銅合金において、Cr、FeおよびNbの群から選ばれる1種または2種以上を含み、またはAgを60%以上含む第二相の平均アスペクト比(At)を10以上80以下の範囲にすることで、優れた強度と導電率を得られるとともに、曲げ加工性を向上させることができるとしている。
また、特許文献2には、Feを7質量%以上25質量%以下の範囲で含有し、かつAgを3質量%以上10質量%以下の範囲で含有する銅合金において、Cu母相と、Feを70%以上含むFe含有相と、Agを50%以上含むAg含有相を共存させることで、高強度および高導電性を有する板材を得ることができるとしている。
また、特許文献3には、Agを7質量%以上15質量%以下の範囲で含有し、かつCr,Fe,Nb,Co,Ni,Mg,Sn,Zr,Cd,Ti,P,InおよびSiの群から選ばれる1種または2種以上の微量元素を合計で0.05質量%以上1質量%以下の範囲で含有する銅合金において、Agを含むAg含有相における微量元素の含有割合の合計を0.5%以下にすることで、Ag含有相の分散を促進させて、優れた引張強度(0.2%耐力)を得ることができるとしている。
また、特許文献4には、Zrを3.0原子%以上7.0原子%以下の範囲で含有する銅合金において、Cu母相と、銅−Zr化合物相および銅相からなる複合相とが母相−複合相層状組織を構成し、幅方向に対して垂直な断面を見たときにCu母相と複合相とが圧延方向に平行に交互に配列させ、かつ圧延方向に配置された銅−Zr化合物相と銅相とが50nm以下の相の厚さで板厚方向において交互に積層するように構成することで、引張強度をより高めることができるとしている。
また、特許文献5には、Crを10重量%以上20重量%以下の範囲で含有する銅合金において、CおよびNの少なくとも1種を0.01重量%以上1重量%以下の範囲内で添加することで、Cr含有相の晶出および析出特性を制御し、それにより優れた引張強度と導電率を得ることができるとしている。
しかしながら、特許文献1〜5に記載の銅合金は、Cr、Fe、Nb、Ag、Zrなどの元素を含んだ第二相をCu母相中に密に分散させるために、Cu母相への固溶限を大幅に上回る量の元素を含有させるとともに、線引きや重ね接合圧延法(ARB法)などの加工率の高い冷間加工を行う必要があり、特に曲げ加工性に関しては、さらに改善の余地があるものであった。
このうち、特許文献1に記載の銅合金では、Cr、FeおよびNbからなる群から選ばれる1種または2種以上を固溶限より多く含有しており、粗大な晶出物が多く生じるものであるため、曲げ加工性が低いものであった。また、特許文献1では、第二相の形状についてアスペクト比が規定されているが、第二相の分散状態や、具体的な形状については、何ら検討がなされていない。
また、特許文献2に記載の銅合金では、Cu−Fe―Agの3相合金にすることでFe含有相の晶出物の微細化を行なっているが、繰り返し重ね接合圧延法などの強加工によってFe含有相の微細化を行なっており、鋳造条件や鋳造後の晶出物の大きさについては言及されていない。また、Fe含有相の形状についてアスペクト比が規定されているが、Fe含有相として粗大なものが生じるため、曲げ加工性が低いものであった。また、特許文献2では、Ag含有相の分散状態や形状については、何ら検討がなされていない。
また、特許文献3に記載の銅合金では、曲げ加工性については何ら検討がなされていない。加えて、特許文献3に記載の銅合金では、Ag含有相が圧延直角断面から見て不均一な繊維組織しか得られていないため、曲げ加工性が低いものであった。
また、特許文献4に記載の銅合金では、複合相によって区切られるCu母相の厚みを50nm以下にすることで引張強度の向上が認められるものの、曲げ加工性については何ら検討がなされていない。加えて、特許文献4に記載の銅合金では、導電率が16〜40%IACSの範囲と低い数値しか得られていない。
また、特許文献5に記載の銅合金では、曲げ加工性に大きく影響するCr含有相の形状については記載されておらず、曲げ加工性に関してさらに改善の余地があった。
したがって、本発明の目的は、高い導電率を有しながらも、優れた曲げ加工性と高い引張強度を高いレベルで両立させることができる銅合金材およびその製造方法を提供することにある。
従来のCr含有銅合金材は、7〜30質量%程度の多量のCrを添加して、Cr相の相間隔を狭くすることで強度を向上させる方法が線材や板材などで採られている。しかしながら、本発明者の調査によれば、多量のCrが含有されていると、鋳塊におけるCr相が粗大になり、一般的な圧延加工を施した際に、Cr相は均一に圧延方向に伸びず、図3(c)に示すように、部分的に膨らんだ形状となり、この粗大な部分は加工度を増して周囲の相の厚さが小さくなっても残るため、曲げ加工時の割れの起点となることが判明した。そこで、鋳造、圧延、熱処理を制御して、厚さの小さいCr相を均一に分散させることで、少ないCr添加元素でCr相の相間隔を狭くして強度を確保し、かつ、第二相の加工性も柔軟なものとなり、曲げ加工性が良好となる。また、AgやZrを添加し、第三相としての繊維組織を形成させることで、更なる強度が得られることを見出した。そして、本発明者は、高い導電率を有するCu−Cr系やCu−Cr−Ag系の合金組成を有する銅合金素材について、圧延方向についての全長が長い特定Cr含有相の最大厚さを小さくし、かつ、特定Cr含有相における厚さの小さい部分の存在割合を高めることで、厚さの小さいCr含有相が高い均一性で分散されて曲げ加工時の割れの起点になり難くなり、その結果、高い導電率を有しながらも、優れた曲げ加工性と高い引張強度を高いレベルで両立させることができることを見出し、本発明を完成させるに至った。
上記目的を達成するため、本発明の要旨構成は、以下のとおりである。
(I)Crを1.0〜6.0質量%含有し、残部がCuおよび不可避不純物からなる合金組成を有する銅合金材であって、Cu母相と、Crを含有するCr含有相とを含む複相組織を有し、前記銅合金材の圧延方向(x)と板厚方向(y)を含む断面で見て、走査型電子顕微鏡(SEM)で観察したときの視野領域において存在する複数個の前記Cr含有相のうち、前記圧延方向(x)に沿って測定したときの全長(L1)が20μm以上である複数個のCr含有相を特定Cr含有相とし、前記板厚方向(y)に沿って測定したときの前記複数個の特定Cr含有相の最大厚さ(t1)がいずれも10μm以下であり、かつ、前記複数個の前記特定Cr含有相のうち、前記最大厚さ(t1)と同様に測定した厚さが1μm以下である部分の圧延方向(x)の延在長さ(L3、L4)を合算したときの合計長さ(L3+L4)の前記全長(L1)に占める割合(100×(L3+L4)/L1)が90%以上である特定Cr含有相の個数割合は、80%以上であることを特徴とする銅合金材。
(II)前記複数個の特定Cr含有相は、前記銅合金材の板厚方向(y)に沿って測定したときの平均間隔が30μm以下である、上記(I)に記載の銅合金材。
(III)前記合金組成は、さらにAgを0.6〜6.0質量%含有し、前記複相組織は、さらにAgを含有するAg含有相を含み、前記Ag含有相同士は、前記銅合金材の板厚方向(y)に沿って測定したときの平均間隔が50nm以下である、上記(I)または(II)に記載の銅合金材。
(IV)前記合金組成は、Vを0.05〜1.00質量%、Nbを0.05〜1.00質量%、Taを0.05〜1.00質量%、Feを0.05〜1.00質量%、Zrを0.05〜1.00質量%、Bを0.05〜1.00質量%、Cを0.05〜1.00質量%、Nを0.05〜1.00質量%およびPを0.05〜1.00質量%からなる群から選択される少なくとも1種の任意含有成分を、合計で0.05〜1.00質量%含有する、上記(I)、(II)または(III)に記載の銅合金材。
(V)前記圧延方向(x)と平行に引っ張ったときの引張強度が700MPa以上であり、導電率が50%IACS超えであり、かつ、JIS H3130:2012に規定されているW曲げ試験を行なったときの、試料厚さ(t)に対する、割れが発生しない最小曲げ半径(MBR)の比(MBR/t比)が2.0以下である、上記(I)〜(IV)のいずれか1項に記載の銅合金材。
(VI)上記(I)〜(V)のいずれか1項に記載の銅合金材を製造する方法であって、前記銅合金材の前記合金組成と実質的に同じ合金組成を有する銅合金素材に、少なくとも鋳造工程[工程1]、均質化熱処理工程[工程2]、熱間圧延工程[工程3]、冷却工程[工程4]、第1冷間圧延工程[工程5]、時効熱処理工程[工程6]および最終冷間圧延工程[工程7]を順次行ない、前記鋳造工程[工程1]では、前記銅合金素材を溶融させた後、溶湯から650℃までの温度範囲内で、10℃/秒以上500℃/秒以下の冷却速度で冷却し、前記均質化熱処理工程[工程2]における保持温度を500℃〜700℃および保持時間を0.1時間〜10時間とし、前記時効熱処理工程[工程6]における到達温度を400℃〜600℃および保持時間を0.1時間〜20時間とし、そして、前記最終冷間圧延工程[工程7]は、1パスあたりの圧延加工率が1%以上15%以下であり、かつ、圧延加工率の合計が85.0%〜99.9%であり、前記第1冷間圧延工程[工程5]および前記最終冷間圧延工程[工程7]を含む全ての冷間圧延工程における総圧延加工率が98.0%以上である、銅合金材の製造方法。
(VII)前記第1冷間圧延工程[工程5]の後、前記時効熱処理工程[工程6]の前に、溶体化工程[工程8]および第2冷間圧延工程[工程9]をさらに順次行ない、前記第1冷間圧延工程[工程5]、前記最終冷間圧延工程[工程7]および前記第2冷間圧延工程[工程9]を含む全ての冷間圧延工程における総圧延加工率が98.0%以上である、上記(VI)に記載の銅合金材の製造方法。
(I)Crを1.0〜6.0質量%含有し、残部がCuおよび不可避不純物からなる合金組成を有する銅合金材であって、Cu母相と、Crを含有するCr含有相とを含む複相組織を有し、前記銅合金材の圧延方向(x)と板厚方向(y)を含む断面で見て、走査型電子顕微鏡(SEM)で観察したときの視野領域において存在する複数個の前記Cr含有相のうち、前記圧延方向(x)に沿って測定したときの全長(L1)が20μm以上である複数個のCr含有相を特定Cr含有相とし、前記板厚方向(y)に沿って測定したときの前記複数個の特定Cr含有相の最大厚さ(t1)がいずれも10μm以下であり、かつ、前記複数個の前記特定Cr含有相のうち、前記最大厚さ(t1)と同様に測定した厚さが1μm以下である部分の圧延方向(x)の延在長さ(L3、L4)を合算したときの合計長さ(L3+L4)の前記全長(L1)に占める割合(100×(L3+L4)/L1)が90%以上である特定Cr含有相の個数割合は、80%以上であることを特徴とする銅合金材。
(II)前記複数個の特定Cr含有相は、前記銅合金材の板厚方向(y)に沿って測定したときの平均間隔が30μm以下である、上記(I)に記載の銅合金材。
(III)前記合金組成は、さらにAgを0.6〜6.0質量%含有し、前記複相組織は、さらにAgを含有するAg含有相を含み、前記Ag含有相同士は、前記銅合金材の板厚方向(y)に沿って測定したときの平均間隔が50nm以下である、上記(I)または(II)に記載の銅合金材。
(IV)前記合金組成は、Vを0.05〜1.00質量%、Nbを0.05〜1.00質量%、Taを0.05〜1.00質量%、Feを0.05〜1.00質量%、Zrを0.05〜1.00質量%、Bを0.05〜1.00質量%、Cを0.05〜1.00質量%、Nを0.05〜1.00質量%およびPを0.05〜1.00質量%からなる群から選択される少なくとも1種の任意含有成分を、合計で0.05〜1.00質量%含有する、上記(I)、(II)または(III)に記載の銅合金材。
(V)前記圧延方向(x)と平行に引っ張ったときの引張強度が700MPa以上であり、導電率が50%IACS超えであり、かつ、JIS H3130:2012に規定されているW曲げ試験を行なったときの、試料厚さ(t)に対する、割れが発生しない最小曲げ半径(MBR)の比(MBR/t比)が2.0以下である、上記(I)〜(IV)のいずれか1項に記載の銅合金材。
(VI)上記(I)〜(V)のいずれか1項に記載の銅合金材を製造する方法であって、前記銅合金材の前記合金組成と実質的に同じ合金組成を有する銅合金素材に、少なくとも鋳造工程[工程1]、均質化熱処理工程[工程2]、熱間圧延工程[工程3]、冷却工程[工程4]、第1冷間圧延工程[工程5]、時効熱処理工程[工程6]および最終冷間圧延工程[工程7]を順次行ない、前記鋳造工程[工程1]では、前記銅合金素材を溶融させた後、溶湯から650℃までの温度範囲内で、10℃/秒以上500℃/秒以下の冷却速度で冷却し、前記均質化熱処理工程[工程2]における保持温度を500℃〜700℃および保持時間を0.1時間〜10時間とし、前記時効熱処理工程[工程6]における到達温度を400℃〜600℃および保持時間を0.1時間〜20時間とし、そして、前記最終冷間圧延工程[工程7]は、1パスあたりの圧延加工率が1%以上15%以下であり、かつ、圧延加工率の合計が85.0%〜99.9%であり、前記第1冷間圧延工程[工程5]および前記最終冷間圧延工程[工程7]を含む全ての冷間圧延工程における総圧延加工率が98.0%以上である、銅合金材の製造方法。
(VII)前記第1冷間圧延工程[工程5]の後、前記時効熱処理工程[工程6]の前に、溶体化工程[工程8]および第2冷間圧延工程[工程9]をさらに順次行ない、前記第1冷間圧延工程[工程5]、前記最終冷間圧延工程[工程7]および前記第2冷間圧延工程[工程9]を含む全ての冷間圧延工程における総圧延加工率が98.0%以上である、上記(VI)に記載の銅合金材の製造方法。
本発明によれば、高い導電率を有しながらも、優れた曲げ加工性と高い引張強度を高いレベルで両立させることができる銅合金材およびその製造方法を提供することができる。
以下、本発明の銅合金材の好ましい実施形態について、詳細に説明する。
本発明に従う銅合金材は、Crを1.0〜6.0質量%含有し、残部がCuおよび不可避不純物からなる合金組成を有する銅合金材であって、Cu母相と、Crを含有するCr含有相とを含む複相組織を有し、前記銅合金材の圧延方向(x)と板厚方向(y)を含む断面で見て、走査型電子顕微鏡(SEM)で観察したときの視野領域において存在する複数個の前記Cr含有相のうち、前記圧延方向(x)に沿って測定したときの全長(L1)が20μm以上である複数個のCr含有相を特定Cr含有相とし、前記板厚方向(y)に沿って測定したときの前記複数個の特定Cr含有相の最大厚さ(t1)がいずれも10μm以下であり、かつ、前記複数個の前記特定Cr含有相のうち、前記最大厚さ(t1)と同様に測定した厚さが1μm以下である部分の圧延方向(x)の延在長さ(L3、L4)を合算したときの合計長さ(L3+L4)の前記全長(L1)に占める割合(100×(L3+L4)/L1)が90%以上である特定Cr含有相の個数割合は、80%以上である。
本発明に従う銅合金材は、Crを1.0〜6.0質量%含有し、残部がCuおよび不可避不純物からなる合金組成を有する銅合金材であって、Cu母相と、Crを含有するCr含有相とを含む複相組織を有し、前記銅合金材の圧延方向(x)と板厚方向(y)を含む断面で見て、走査型電子顕微鏡(SEM)で観察したときの視野領域において存在する複数個の前記Cr含有相のうち、前記圧延方向(x)に沿って測定したときの全長(L1)が20μm以上である複数個のCr含有相を特定Cr含有相とし、前記板厚方向(y)に沿って測定したときの前記複数個の特定Cr含有相の最大厚さ(t1)がいずれも10μm以下であり、かつ、前記複数個の前記特定Cr含有相のうち、前記最大厚さ(t1)と同様に測定した厚さが1μm以下である部分の圧延方向(x)の延在長さ(L3、L4)を合算したときの合計長さ(L3+L4)の前記全長(L1)に占める割合(100×(L3+L4)/L1)が90%以上である特定Cr含有相の個数割合は、80%以上である。
このように、圧延方向(x)についての全長(L1)が長い特定Cr含有相の最大厚さを小さくするとともに、特定Cr含有相における厚さが小さい部分の存在割合を高めることで、銅合金材に含まれるCrの含有量が少なくても、厚さが小さいCr含有相を高い均一性で分散させることができる。このような厚さが小さいCr含有相は、曲げ加工に対して柔軟であるため、曲げ加工時における銅合金材の割れの起点になり難い。また、銅合金材に含まれるCrの含有量が少なくても、板厚方向(y)についてのCr含有相の間隔が短くなるため、銅合金材の引張強度を高めることができる。その結果、高い導電率を有しながらも、優れた曲げ加工性と高い引張強度を高いレベルで両立させた銅合金材を得ることができる。
(I)銅合金材の組成
まず、本発明の銅合金材の組成を限定した理由について説明する。
本発明の銅合金材は、Crを1.0〜6.0質量%含有させたものである。
まず、本発明の銅合金材の組成を限定した理由について説明する。
本発明の銅合金材は、Crを1.0〜6.0質量%含有させたものである。
<Cr:1.0〜6.0質量%>
Cr(クロム)は、Cu母相(マトリクス)中に、化合物や単体として、例えば50〜500nm程度の大きさの析出物の形で微細析出したり、更に500〜10000nm程度の晶出物として存在し、この析出物や晶出物が圧延によって繊維化されてCr含有相を含む複相組織となることで、引張強度が向上される。0.5質量%程度のCrはCu母相に固溶するため、所望のCr含有相を析出および形成させて、この作用を発揮するには、Cr含有量を1.0質量%以上とすることが好ましい。他方で、Cr含有量が6.0質量%を超えると、鋳造時のCr含有相が粗大化することで、所望の形状を有するCr含有相の形成が困難になる。また、粗大化したCr含有相が起点となって割れが生じることで、曲げ加工性が低下するので不適である。このため、Cr含有量は、1.0〜6.0質量%とすることが好ましく、1.2〜5.0質量%とすることがより好ましい。
Cr(クロム)は、Cu母相(マトリクス)中に、化合物や単体として、例えば50〜500nm程度の大きさの析出物の形で微細析出したり、更に500〜10000nm程度の晶出物として存在し、この析出物や晶出物が圧延によって繊維化されてCr含有相を含む複相組織となることで、引張強度が向上される。0.5質量%程度のCrはCu母相に固溶するため、所望のCr含有相を析出および形成させて、この作用を発揮するには、Cr含有量を1.0質量%以上とすることが好ましい。他方で、Cr含有量が6.0質量%を超えると、鋳造時のCr含有相が粗大化することで、所望の形状を有するCr含有相の形成が困難になる。また、粗大化したCr含有相が起点となって割れが生じることで、曲げ加工性が低下するので不適である。このため、Cr含有量は、1.0〜6.0質量%とすることが好ましく、1.2〜5.0質量%とすることがより好ましい。
図1は、本発明の銅合金材を、圧延方向xと板厚方向yを含む断面で見たときの反射電子像(BSE像)である。本発明の銅合金材に含まれるCrは、Cr含有相としてCu母相中に析出し、Cu母相と、Crを含有するCr含有相とを含む複相組織を形成する。そして、このCr含有相が圧延によって繊維化されることで、例えば図1に示されるように、圧延方向xに沿って測定したときの全長が20μm以上となる特定Cr含有相が形成される。
図2は、本発明の銅合金材10に含まれる複数個の特定Cr含有相11a,11bを、走査型電子顕微鏡(SEM)を用いて、銅合金材10の圧延方向xと板厚方向yを含む断面で見たときの反射電子像(BSE像)から、特定Cr含有相11a,11bの最大厚さt1と、圧延方向xの全長L1に占める厚さ1μm未満である部分の合計長さ(L3+L4)の割合(100×(L3+L4)/L1)と、板厚方向yについての平均間隔d1を求める方法を説明するための模式図である。
本発明の銅合金材10は、圧延方向xと板厚方向yを含む断面で見て、走査型電子顕微鏡(SEM)で観察したときの視野領域において存在する複数個のCr含有相のうち、圧延方向xに沿って測定したときの全長が20μm以上である複数個のCr含有相を特定Cr含有相11a,11bとしたとき、銅合金材の板厚方向yに沿って測定したときの複数個の特定Cr含有相の最大厚さt1が、いずれも10μm以下である。全長が長いCr含有相である特定Cr含有相11a,11bの最大厚さt1が、いずれも10μm以下の範囲であることで、Cr含有相が略均一に圧延方向xに伸びた形状となる。このとき、全長が長い特定Cr含有相11a,11bの厚さが10μm以下であることで、Cr含有相の厚さの大きい部分が曲げ加工時の割れの起点となるのを防ぐことができるため、銅合金材10の曲げ加工性を高めることができる。また、特定Cr含有相11a,11bの厚さが10μm以下であることで、厚さの小さいCr含有相を多く分散させることができるため、高い引張強度を得ることができる。したがって、特定Cr含有相11a,11bの銅合金材10の板厚方向yに沿って測定した最大厚さt1は、10μm以下であり、好ましくは7μm以下である。
また、本発明の銅合金材10は、これらの特定Cr含有相のうち、最大厚さt1と同様に測定した厚さが1μm以下である部分の圧延方向xに沿った延在長さL3、L4を合算したときの合計長さ(L3+L4)の全長L1に占める割合(100×(L3+L4)/L1)が90%以上である特定Cr含有相11aの個数割合は、80%以上であるように構成される。これにより、特定Cr含有相11aにおいて厚さの小さい部分が占める割合が高められることで、銅合金材10に含まれるCrの含有量が少なくても、厚さの小さいCr含有相を高い均一性で分散させることができるため、高い引張強度を得ることができる。また、厚さが1μm超である部分の圧延方向xの延在長さL2が相対的に短くなることで、曲げ加工に対する柔軟性が高められるため、銅合金材10の曲げ加工性を高めることができる。さらに、銅合金材10に含まれるCrの含有量を少なくすることができるため、銅合金素材を溶解して鋳造する際の溶湯温度を低くすることができる。
ここで、特定Cr含有相11aの最大厚さt1と、厚さが1μm以下である部分の圧延方向xに沿った延在長さL3、L4を合算したときの合計長さ(L3+L4)の全長L1に占める割合(100×(L3+L4)/L1)が90%以上である特定Cr含有相の個数割合は、例えば、銅合金材10について圧延方向xと板厚方向yを含む断面を、走査型電子顕微鏡(SEM)を用いて200μm×200μmの観察視野で見たときの反射電子像(BSE像)を用いて求めることができる。このとき、視野領域に表れるCu母相12と色調が異なる部分をCr含有相とし、これらのCr含有相のうち圧延方向xについての長さが20μm以上であるものを特定Cr含有相として、特定Cr含有相を任意に100個抽出してそれらの最大厚さt1を求める。これら100個の特定Cr含有相のうち、最大厚さt1が1μm超であるものについて、厚さが1μm以下である部分の圧延方向xの延在長さL3、L4を合算したときの合計長さ(L3+L4)を求め、この合計長さ(L3+L4)が特定Cr含有相の圧延方向xについての全長L1に占める割合(100×(L3+L4)/L1)を求める。他方で、これらの特定Cr含有相のうち、最大厚さt1が1μm以下であるものについては、この割合(100×(L3+L4)/L1)は100%である。そして、これら100個の特定Cr含有相のうち、この割合(100×(L3+L4)/L1)が90%以上となるものの個数割合を求める。
また、板厚方向yについて隣接している複数個の特定Cr含有相11a,11bは、銅合金材10の板厚方向yに沿って測定したときの平均間隔d1が30μm以下となるように、Cu母相12中に形成されていることが好ましい。これにより、加工転位が蓄積されやすくなり、かつ多くの繊維状の特定Cr含有相11a,11bが銅合金材10に形成されるため、銅合金材10の引張強度をより高めることができる。また、特定Cr含有相11a,11bの厚さをより小さく形成することができるため、銅合金材10の曲げ加工性をより高めることができる。したがって、特定Cr含有相11a,11bの板厚方向yに沿った平均間隔d1は、30μm以下であることが好ましく、20μm以下であることがより好ましく、10μm以下であることがさらに好ましい。他方で、特定Cr含有相11a,11bの板厚方向yに沿った平均間隔d1の下限は、特に限定されるものではないが、より少ない冷間圧延加工率で銅合金材10を得る観点から、0.1μmとしてもよい。
特定Cr含有相11a,11bの板厚方向yに沿った平均間隔d1は、銅合金材10について圧延方向xおよび板厚方向yを含む断面を、走査型電子顕微鏡(SEM)を用いて200μm×200μmの観察視野で見たときの反射電子像(BSE像)について、視野領域内の任意の10か所に板厚の2/3以上の長さの線分を板厚方向yに沿って引き、板厚方向yに沿って引いた線分の長さの総和を、線分を縦断する特定Cr含有相の総数で割ることで、算出することができる。
なお、本発明の銅合金材10には、特定Cr含有相に該当しないCr含有相が含まれていてもよい。
<第1任意含有成分>
本発明の銅合金材は、Crを必須の基本含有成分とするが、さらに、任意の副含有成分(第1任意含有成分)として、Agを0.6〜6.0質量%含有することができる。
本発明の銅合金材は、Crを必須の基本含有成分とするが、さらに、任意の副含有成分(第1任意含有成分)として、Agを0.6〜6.0質量%含有することができる。
(Ag:0.6〜6.0質量%)
Ag(銀)は、Cu母相(マトリクス)中に、化合物や単体として、例えば1〜100nm程度の大きさの析出物の形で微細析出する。この析出物が圧延によって繊維化されてAg含有相を含む複相組織となることで、引張強度が向上される。この作用を発揮するには、Ag含有量を0.6質量%以上とすることが好ましい。他方で、Ag含有量が6.0質量%を超えると、原料コストが非常に大きくなるため望ましくない。このため、Ag含有量は、0.6〜6.0質量%とすることが好ましく、1.0〜5.0質量%とすることがより好ましい。
Ag(銀)は、Cu母相(マトリクス)中に、化合物や単体として、例えば1〜100nm程度の大きさの析出物の形で微細析出する。この析出物が圧延によって繊維化されてAg含有相を含む複相組織となることで、引張強度が向上される。この作用を発揮するには、Ag含有量を0.6質量%以上とすることが好ましい。他方で、Ag含有量が6.0質量%を超えると、原料コストが非常に大きくなるため望ましくない。このため、Ag含有量は、0.6〜6.0質量%とすることが好ましく、1.0〜5.0質量%とすることがより好ましい。
図4は、本発明の銅合金材を、圧延方向と板厚方向を含む断面で見たときの透過電子顕微鏡(TEM)写真である。本発明の銅合金材に含まれるAgは、Ag含有相としてCu母相中に析出し、Cu母相と、Crを含有するCr含有相と、Agを含有するAg含有相とを含む複相組織を形成する。そして、このAg含有相も圧延によって繊維化され、例えば図4に示されるような縞状の複相組織を形成する。
ここで、Ag含有相同士は、銅合金材の板厚方向yに沿って測定したときの平均間隔が50nm以下となるように、Cu母相中に形成されていることが好ましい。これにより、より多くの繊維状のAg含有相が銅合金材に形成されるため、銅合金材の引張強度をより高めることができる。したがって、Ag含有相の板厚方向yに沿った平均間隔は、50nm以下であることが好ましく、20nm以下であることがより好ましい。Ag含有相の板厚方向yに沿った平均間隔の一例として、1nm〜20nmの範囲を挙げることができるが、これに限定されるものではない。
Ag含有相の板厚方向yに沿った平均間隔は、透過電子顕微鏡(TEM)を用いて求めることができる。このとき、銅合金材の圧延方向xおよび板厚方向yを含む断面を、集束イオンビーム(FIB)によって一部領域(例えば圧延方向40μm×板厚方向15μmの領域)をマイクロサンプリングし、薄片加工およびArイオンミリングを行なってTEM用試料を作製し、透過電子顕微鏡(TEM)を用いて観察する。得られたTEM像について、任意の10か所に、10μm以上の長さの線分を板厚方向yに沿って引き、板厚方向yに沿って引いた線分の長さの総和を、線分を縦断するAg含有相の総数で割ることで、Ag含有相の板厚方向yに沿った平均間隔を算出することができる。
また、上述のTEM像から測定される、Ag含有相の銅合金材の板厚方向yに沿って測定される平均厚さは、10nm以下であることが好ましく、5nm以下であることがより好ましい。ここで、Ag含有相の厚さの一例として、1〜2nmの範囲を挙げることができるが、これに限定されるものではない。Ag含有相の厚さを小さくすることで、銅合金材の曲げ加工性を高めることができる。このAg含有相の板厚方向yに沿った平均厚さは、例えば、板厚方向yに引いた線分を縦断するAg含有相の厚さの総和を、線分を縦断するAg含有相の総数で割ることで、測定することができる。
なお、CuとCr、CrとAg、AgとCuはそれぞれ化合物を作らず共晶状態にあることが状態図より一般的に知られており、Cu母相とAg含有相、Cr含有相は、それぞれ独立した相として現れる。また、Cu母相に析出されるAg含有相の厚さは、上述のCr含有相の厚さと明確に異なることが多い。特に、銅合金材が、Crを1.0〜6.0質量%含有し、Agを0.6〜6.0質量%含有し、残部がCuおよび不可避不純物からなる合金組成を有する場合には、厚さ10nm未満の相をAg含有相とし、厚さ10nm以上の相をCr含有相とすることができる。このときのAg含有相およびCr含有相は、エネルギー分散型X線分析(EDX)などを用いて含有元素のマッピングを行なって得られる結果と概ね一致する。
<第2任意含有成分>
本発明の銅合金材は、必須の含有成分であるCrや、第1任意含有成分であるAgの他に、任意の副含有成分(第2任意含有成分)として、Vを0.05〜1.00質量%、Nbを0.05〜1.00質量%、Taを0.05〜1.00質量%、Feを0.05〜1.00質量%、Zrを0.05〜1.00質量%、Bを0.05〜1.00質量%、Cを0.05〜1.00質量%、Nを0.05〜1.00質量%およびPを0.05〜1.00質量%からなる群から選択される少なくとも1種の成分を含有することができる。
本発明の銅合金材は、必須の含有成分であるCrや、第1任意含有成分であるAgの他に、任意の副含有成分(第2任意含有成分)として、Vを0.05〜1.00質量%、Nbを0.05〜1.00質量%、Taを0.05〜1.00質量%、Feを0.05〜1.00質量%、Zrを0.05〜1.00質量%、Bを0.05〜1.00質量%、Cを0.05〜1.00質量%、Nを0.05〜1.00質量%およびPを0.05〜1.00質量%からなる群から選択される少なくとも1種の成分を含有することができる。
(V:0.05〜1.00質量%)
V(バナジウム)は、Cu母相(マトリクス)中に、化合物や単体として、例えば1〜100nm程度の大きさの析出物の形で微細析出し、この析出物が圧延によって繊維化されることで、複相合金の引張強度を上昇させる作用を有する成分である。この作用を発揮するには、V含有量を0.05質量%以上とすることが好ましい。他方で、V含有量が1.00質量%以下であれば、導電率の低下割合が小さくなるため、50%IACS超えの導電率が得られ易くなる。したがって、V含有量は、0.05〜1.00質量%の範囲にすることが好ましく、0.10〜0.30質量%の範囲にすることがより好ましい。
V(バナジウム)は、Cu母相(マトリクス)中に、化合物や単体として、例えば1〜100nm程度の大きさの析出物の形で微細析出し、この析出物が圧延によって繊維化されることで、複相合金の引張強度を上昇させる作用を有する成分である。この作用を発揮するには、V含有量を0.05質量%以上とすることが好ましい。他方で、V含有量が1.00質量%以下であれば、導電率の低下割合が小さくなるため、50%IACS超えの導電率が得られ易くなる。したがって、V含有量は、0.05〜1.00質量%の範囲にすることが好ましく、0.10〜0.30質量%の範囲にすることがより好ましい。
(Nb:0.05〜1.00質量%)
Nb(ニオブ)は、Cu母相(マトリクス)中に、化合物や単体として、例えば1〜100nm程度の大きさの析出物の形で微細析出し、この析出物が圧延によって繊維化されることで、複相合金の引張強度を上昇させる作用を有する成分である。この作用を発揮するには、Nb含有量を0.05質量%以上とすることが好ましい。他方で、Nb含有量が1.00質量%以下であれば、導電率の低下割合が小さくなるため、50%IACS超えの導電率が得られ易くなる。したがって、Nb含有量は、0.05〜1.00質量%の範囲にすることが好ましく、0.10〜0.30質量%の範囲にすることがより好ましい。
Nb(ニオブ)は、Cu母相(マトリクス)中に、化合物や単体として、例えば1〜100nm程度の大きさの析出物の形で微細析出し、この析出物が圧延によって繊維化されることで、複相合金の引張強度を上昇させる作用を有する成分である。この作用を発揮するには、Nb含有量を0.05質量%以上とすることが好ましい。他方で、Nb含有量が1.00質量%以下であれば、導電率の低下割合が小さくなるため、50%IACS超えの導電率が得られ易くなる。したがって、Nb含有量は、0.05〜1.00質量%の範囲にすることが好ましく、0.10〜0.30質量%の範囲にすることがより好ましい。
(Ta:0.05〜1.00質量%)
Ta(タンタル)は、Cu母相(マトリクス)中に、化合物や単体として、例えば1〜100nm程度の大きさの析出物の形で微細析出し、この析出物が圧延によって繊維化されることで、複相合金の引張強度を上昇させる作用を有する成分である。この作用を発揮するには、Ta含有量を0.05質量%以上とすることが好ましい。他方で、Ta含有量が1.00質量%以下であれば、導電率の低下割合が小さくなるため、50%IACS超えの導電率が得られ易くなる。したがって、Ta含有量は、0.05〜1.00質量%の範囲にすることが好ましく、0.10〜0.30質量%の範囲にすることがより好ましい。
Ta(タンタル)は、Cu母相(マトリクス)中に、化合物や単体として、例えば1〜100nm程度の大きさの析出物の形で微細析出し、この析出物が圧延によって繊維化されることで、複相合金の引張強度を上昇させる作用を有する成分である。この作用を発揮するには、Ta含有量を0.05質量%以上とすることが好ましい。他方で、Ta含有量が1.00質量%以下であれば、導電率の低下割合が小さくなるため、50%IACS超えの導電率が得られ易くなる。したがって、Ta含有量は、0.05〜1.00質量%の範囲にすることが好ましく、0.10〜0.30質量%の範囲にすることがより好ましい。
(Fe:0.05〜1.00質量%)
Fe(鉄)は、Cu母相(マトリクス)中に、化合物や単体として、例えば1〜100nm程度の大きさの析出物の形で微細析出し、この析出物が圧延によって繊維化されることで、複相合金の引張強度を上昇させる作用を有する成分である。この作用を発揮するには、Fe含有量を0.05質量%以上とすることが好ましい。他方で、Fe含有量が1.00質量%以下であれば、導電率の低下割合が小さくなるため、50%IACS超えの導電率が得られ易くなる。したがって、Fe含有量は、0.05〜1.00質量%の範囲にすることが好ましく、0.10〜0.30質量%の範囲にすることがより好ましい。
Fe(鉄)は、Cu母相(マトリクス)中に、化合物や単体として、例えば1〜100nm程度の大きさの析出物の形で微細析出し、この析出物が圧延によって繊維化されることで、複相合金の引張強度を上昇させる作用を有する成分である。この作用を発揮するには、Fe含有量を0.05質量%以上とすることが好ましい。他方で、Fe含有量が1.00質量%以下であれば、導電率の低下割合が小さくなるため、50%IACS超えの導電率が得られ易くなる。したがって、Fe含有量は、0.05〜1.00質量%の範囲にすることが好ましく、0.10〜0.30質量%の範囲にすることがより好ましい。
(Zr:0.05〜1.00質量%)
Zr(ジルコニウム)は、Cu母相(マトリクス)中に、化合物や単体として、例えば1〜100nm程度の大きさの析出物の形で微細析出し、この析出物が圧延によって繊維化されることで、複相合金の引張強度を上昇させる作用を有する成分である。この作用を発揮するには、Zr含有量を0.05質量%以上とすることが好ましい。他方で、Zr含有量が1.00質量%以下であれば、熱間圧延時に割れなどの欠陥が生じ難くなる。また、導電率の低下割合が小さくなるため、50%IACS超えの導電率が得られ易くなる。したがって、Zr含有量は、0.05〜1.00質量%の範囲にすることが好ましく、0.10〜0.30質量%の範囲にすることがより好ましい。
Zr(ジルコニウム)は、Cu母相(マトリクス)中に、化合物や単体として、例えば1〜100nm程度の大きさの析出物の形で微細析出し、この析出物が圧延によって繊維化されることで、複相合金の引張強度を上昇させる作用を有する成分である。この作用を発揮するには、Zr含有量を0.05質量%以上とすることが好ましい。他方で、Zr含有量が1.00質量%以下であれば、熱間圧延時に割れなどの欠陥が生じ難くなる。また、導電率の低下割合が小さくなるため、50%IACS超えの導電率が得られ易くなる。したがって、Zr含有量は、0.05〜1.00質量%の範囲にすることが好ましく、0.10〜0.30質量%の範囲にすることがより好ましい。
(B:0.05〜1.00質量%)
B(ホウ素)は、後述する鋳造工程においてCr含有相を拡散させ、Cr含有相を圧延して繊維化した際に、繊維化されたCr含有相の間隔を狭めて引張強度を向上させる作用を有する成分である。この作用を発揮させるには、B含有量を0.05質量%以上とすることが好ましい。他方で、B含有量が1.00質量%を超えると、鋳造時に割れなどの欠陥が生じやすくなるため不適切である。したがって、B含有量は、0.05〜1.00質量%の範囲にすることが好ましく、0.10〜0.30質量%の範囲にすることがより好ましい。
B(ホウ素)は、後述する鋳造工程においてCr含有相を拡散させ、Cr含有相を圧延して繊維化した際に、繊維化されたCr含有相の間隔を狭めて引張強度を向上させる作用を有する成分である。この作用を発揮させるには、B含有量を0.05質量%以上とすることが好ましい。他方で、B含有量が1.00質量%を超えると、鋳造時に割れなどの欠陥が生じやすくなるため不適切である。したがって、B含有量は、0.05〜1.00質量%の範囲にすることが好ましく、0.10〜0.30質量%の範囲にすることがより好ましい。
(C:0.05〜1.00質量%)
C(炭素)は、後述する鋳造工程においてCr含有相を拡散させ、Cr含有相を圧延して繊維化した際に、繊維化されたCr含有相の間隔を狭めて引張強度を向上させる作用を有する成分である。この作用を発揮させるには、C含有量を0.05質量%以上とすることが好ましい。他方で、C含有量が1.00質量%を超えると、鋳造時に割れなどの欠陥が生じやすくなるため不適切である。したがって、C含有量は、0.05〜1.00質量%の範囲にすることが好ましく、0.10〜0.30質量%の範囲にすることがより好ましい。
C(炭素)は、後述する鋳造工程においてCr含有相を拡散させ、Cr含有相を圧延して繊維化した際に、繊維化されたCr含有相の間隔を狭めて引張強度を向上させる作用を有する成分である。この作用を発揮させるには、C含有量を0.05質量%以上とすることが好ましい。他方で、C含有量が1.00質量%を超えると、鋳造時に割れなどの欠陥が生じやすくなるため不適切である。したがって、C含有量は、0.05〜1.00質量%の範囲にすることが好ましく、0.10〜0.30質量%の範囲にすることがより好ましい。
(N:0.05〜1.00質量%)
N(窒素)は、後述する鋳造工程においてCr含有相を拡散させ、Cr含有相を圧延して繊維化した際に、繊維化されたCr含有相の間隔を狭めて引張強度を向上させる作用を有する成分である。この作用を発揮させるには、N含有量を0.05質量%以上とすることが好ましい。他方で、N含有量が1.00質量%を超えると、鋳造時に割れなどの欠陥が生じやすくなるため不適切である。したがって、N含有量は、0.05〜1.00質量%の範囲にすることが好ましく、0.10〜0.30質量%の範囲にすることがより好ましい。
N(窒素)は、後述する鋳造工程においてCr含有相を拡散させ、Cr含有相を圧延して繊維化した際に、繊維化されたCr含有相の間隔を狭めて引張強度を向上させる作用を有する成分である。この作用を発揮させるには、N含有量を0.05質量%以上とすることが好ましい。他方で、N含有量が1.00質量%を超えると、鋳造時に割れなどの欠陥が生じやすくなるため不適切である。したがって、N含有量は、0.05〜1.00質量%の範囲にすることが好ましく、0.10〜0.30質量%の範囲にすることがより好ましい。
(P:0.05〜0.15質量%)
P(リン)は、後述する鋳造工程においてCr含有相を拡散させ、Cr含有相を圧延して繊維化した際に、繊維化されたCr含有相の間隔を狭めて引張強度を向上させる作用を有する成分である。この作用を発揮させるには、P含有量を0.05質量%以上とすることが好ましい。他方で、P含有量が1.00質量%を超えると、鋳造時に割れなどの欠陥が生じやすくなるため不適切である。したがって、P含有量は、0.05〜1.00質量%の範囲にすることが好ましく、0.10〜0.30質量%の範囲にすることがより好ましい。
P(リン)は、後述する鋳造工程においてCr含有相を拡散させ、Cr含有相を圧延して繊維化した際に、繊維化されたCr含有相の間隔を狭めて引張強度を向上させる作用を有する成分である。この作用を発揮させるには、P含有量を0.05質量%以上とすることが好ましい。他方で、P含有量が1.00質量%を超えると、鋳造時に割れなどの欠陥が生じやすくなるため不適切である。したがって、P含有量は、0.05〜1.00質量%の範囲にすることが好ましく、0.10〜0.30質量%の範囲にすることがより好ましい。
(第2任意含有成分の合計含有量:0.05〜1.00質量%)
上述したV、Nb、Ta、Fe、Zr、B、C、NおよびPからなる群から選択される第2任意含有成分を2種以上含有する場合には、第2任意含有成分の合計含有量を0.05〜1.00質量%にすることが好ましい。ここで、第2任意含有成分を合計で0.05質量%以上に含有することで、複相合金の引張強度を上昇させることができる。他方で、第2任意含有成分の含有量を合計で1.00質量%以下にすることで、導電率の低下や、鋳造時における割れなどの欠陥を抑制することができる。したがって、第2任意含有成分の合計含有量は、0.05〜1.00質量%の範囲にすることが好ましく、0.10〜0.30質量%の範囲にすることがより好ましい。
上述したV、Nb、Ta、Fe、Zr、B、C、NおよびPからなる群から選択される第2任意含有成分を2種以上含有する場合には、第2任意含有成分の合計含有量を0.05〜1.00質量%にすることが好ましい。ここで、第2任意含有成分を合計で0.05質量%以上に含有することで、複相合金の引張強度を上昇させることができる。他方で、第2任意含有成分の含有量を合計で1.00質量%以下にすることで、導電率の低下や、鋳造時における割れなどの欠陥を抑制することができる。したがって、第2任意含有成分の合計含有量は、0.05〜1.00質量%の範囲にすることが好ましく、0.10〜0.30質量%の範囲にすることがより好ましい。
なお、第2任意含有成分のうち、特にV、Nb、Ta、FeおよびZrからなる群から選択される1種以上を含有する場合、これらの成分を含む相が、Cr含有相やAg含有相と同様に、繊維化された微細な析出物となって析出される。この場合、銅合金材の圧延方向と板厚方向を含む断面について、エネルギー分散型X線分析(EDX)などを用いて含有元素のマッピングを行なうことで、これらの成分を含む相を、Cr含有相やAg含有相と区別することが好ましい。
<残部:Cuおよび不可避不純物>
上述した必須含有成分および任意含有成分以外は、残部がCu(銅)および不可避不純物からなる。なお、ここでいう「不可避不純物」とは、おおむね金属製品において、原料中に存在するものや、製造工程において不可避的に混入するもので、本来は不要なものであるが、微量であり、金属製品の特性に影響を及ぼさないため許容されている不純物である。不可避不純物として挙げられる成分としては、例えば、スズ(Sn)、酸素(O)などが挙げられる。なお、これらの成分含有量の上限は、例えば上記成分ごとに0.05質量%、上記成分の総量で0.20質量%とすることができる。
上述した必須含有成分および任意含有成分以外は、残部がCu(銅)および不可避不純物からなる。なお、ここでいう「不可避不純物」とは、おおむね金属製品において、原料中に存在するものや、製造工程において不可避的に混入するもので、本来は不要なものであるが、微量であり、金属製品の特性に影響を及ぼさないため許容されている不純物である。不可避不純物として挙げられる成分としては、例えば、スズ(Sn)、酸素(O)などが挙げられる。なお、これらの成分含有量の上限は、例えば上記成分ごとに0.05質量%、上記成分の総量で0.20質量%とすることができる。
(II)引張強度
本発明では、圧延方向xと平行に引っ張ったときの引張強度が700MPa以上であることが好ましく、900MPa以上であることがより好ましい。これにより、銅合金材をコネクタなどの用途に用いた場合であっても、所望のばね性が得られるため、接続先の電気機器などに対して高い接続性を得ることができる。ここで、引張強度の測定は、圧延方向xが長手方向と平行になるように切り出したJIS Z2241:2011に規定されている13B号の3本の試験片で行ない、3本の試験片から得られた引張強度の平均値を、引張強度の測定値とする。
本発明では、圧延方向xと平行に引っ張ったときの引張強度が700MPa以上であることが好ましく、900MPa以上であることがより好ましい。これにより、銅合金材をコネクタなどの用途に用いた場合であっても、所望のばね性が得られるため、接続先の電気機器などに対して高い接続性を得ることができる。ここで、引張強度の測定は、圧延方向xが長手方向と平行になるように切り出したJIS Z2241:2011に規定されている13B号の3本の試験片で行ない、3本の試験片から得られた引張強度の平均値を、引張強度の測定値とする。
(III)導電率(EC)
本発明の銅合金材は、導電率が50%IACS超えであることが好ましく、70%IACS超えであることがより好ましい。これにより、銅合金材を大電流コネクタなどの用途に用いた場合であっても、通電時における発熱を小さくすることができる。ここで、導電率は、20℃(±0.5℃)に保たれた恒温槽中で四端子法により計測した比抵抗の数値から算出することができる。
本発明の銅合金材は、導電率が50%IACS超えであることが好ましく、70%IACS超えであることがより好ましい。これにより、銅合金材を大電流コネクタなどの用途に用いた場合であっても、通電時における発熱を小さくすることができる。ここで、導電率は、20℃(±0.5℃)に保たれた恒温槽中で四端子法により計測した比抵抗の数値から算出することができる。
(IV)試料厚さ(t)に対する最小曲げ半径(MBR)の比
本発明の銅合金材は、JIS H3130:2012に規定されているW曲げ試験を行なったときの、試料厚さ(t)に対する、割れが発生しない最小曲げ半径(MBR)の比(MBR/t比)が2.0以下であることが好ましい。MBR/t比が2.0以下であれば、曲げ加工部の屈曲内面の半径が試料厚さに対して十分に小さく、曲げ加工性が良好である傾向があるといえる。ここで、銅合金材に対するW曲げ試験は、圧延方向xと試験片の長手方向が平行になるように、銅合金材から幅10mm×長さ30mmの試験片を複数採取し、曲げ角度が90度、曲げ半径が0mmのW型の治具を用いて行うことができる。W曲げ試験の結果から、日本伸銅協会技術標準JBMA T307:1999に基づいて割れが発生しないと判定される最小の半径の値である最小曲げ半径(MBR)求めることができ、この最小曲げ半径(MBR)の試料厚さ(t)に対する比から、MBR/t比を算出することができる。
本発明の銅合金材は、JIS H3130:2012に規定されているW曲げ試験を行なったときの、試料厚さ(t)に対する、割れが発生しない最小曲げ半径(MBR)の比(MBR/t比)が2.0以下であることが好ましい。MBR/t比が2.0以下であれば、曲げ加工部の屈曲内面の半径が試料厚さに対して十分に小さく、曲げ加工性が良好である傾向があるといえる。ここで、銅合金材に対するW曲げ試験は、圧延方向xと試験片の長手方向が平行になるように、銅合金材から幅10mm×長さ30mmの試験片を複数採取し、曲げ角度が90度、曲げ半径が0mmのW型の治具を用いて行うことができる。W曲げ試験の結果から、日本伸銅協会技術標準JBMA T307:1999に基づいて割れが発生しないと判定される最小の半径の値である最小曲げ半径(MBR)求めることができ、この最小曲げ半径(MBR)の試料厚さ(t)に対する比から、MBR/t比を算出することができる。
(V)本発明の一実施例による銅合金材の製造方法
上述した銅合金材は、合金組成や製造プロセスを組み合わせて制御することにより、実現できる。以下、本発明の銅合金材の好適な製造方法について説明する。
上述した銅合金材は、合金組成や製造プロセスを組み合わせて制御することにより、実現できる。以下、本発明の銅合金材の好適な製造方法について説明する。
このような本発明の一実施例による銅合金材の製造方法は、上述した銅合金材の前記合金組成と実質的に同じ合金組成を有する銅合金素材に、少なくとも、鋳造工程[工程1]、均質化熱処理工程[工程2]、熱間圧延工程[工程3]、冷却工程[工程4]、第1冷間圧延工程[工程5]、時効熱処理工程[工程6]および最終冷間圧延工程[工程7]を順次行なうものである。このうち、鋳造工程[工程1]では、銅合金素材を溶融させた後、溶湯から650℃までの温度範囲内で、10℃/秒以上500℃/秒以下の冷却速度で冷却する。また、均質化熱処理工程[工程2]では、保持温度を500℃〜700℃とし、保持時間を0.1時間〜10時間とする。また、時効熱処理工程[工程6]では、到達温度を400℃〜600℃とし、保持時間を0.1時間〜20時間とする。また、最終冷間圧延工程[工程7]は、1パスあたりの圧延加工率を1%以上15%以下とし、かつ、圧延加工率の合計を85.0%〜99.9%となるようにする。そして、第1冷間圧延工程[工程5]および最終冷間圧延工程[工程7]を含めた、全ての冷間圧延工程における総圧延加工率を、98.0%以上となるようにする。
(i)鋳造工程[工程1]
鋳造工程[工程1]は、大気下で高周波溶解炉により上述の合金組成を有する銅合金素材を溶解(溶融)し、これを鋳造することによって、所定形状(例えば厚さ300mm、幅500mm、長さ3000mm)の鋳塊を製造する。なお、銅合金素材の合金組成は、製造の各工程において、添加成分によっては溶解炉に付着したり揮発したりして製造される銅合金材の合金組成とは必ずしも完全には一致しない場合があるが、銅合金材の合金組成と実質的に同じ合金組成を有している。
鋳造工程[工程1]は、大気下で高周波溶解炉により上述の合金組成を有する銅合金素材を溶解(溶融)し、これを鋳造することによって、所定形状(例えば厚さ300mm、幅500mm、長さ3000mm)の鋳塊を製造する。なお、銅合金素材の合金組成は、製造の各工程において、添加成分によっては溶解炉に付着したり揮発したりして製造される銅合金材の合金組成とは必ずしも完全には一致しない場合があるが、銅合金材の合金組成と実質的に同じ合金組成を有している。
この鋳造工程[工程1]では、溶解(溶融)された銅合金素材を、溶湯から650℃までの温度範囲内で、10℃/秒以上の冷却速度で冷却する。これにより、鋳塊においてCr含有相の晶出物の成長が抑えられることで、Cr含有相が均一に含まれるとともに、後述する圧延によってCr含有相の厚さが抑えられるため、銅合金材の曲げ加工性や引張強度を高めることができる。他方で、鋳造工程[工程1]における冷却速度の上限は、特に限定されないが、特殊な装置などを用いずに鋳造する観点から、例えば500℃/秒以下とすることができる。
(ii)均質化熱処理工程[工程2]
均質化熱処理工程[工程2]では、鋳塊に対して、500℃〜700℃の保持温度で、0.1時間〜10時間の保持時間にわたり熱処理を行なう。ここで、保持温度が700℃を超える場合や、保持時間が10時間を超える場合、鋳塊に含まれていたCr含有相の晶出物や析出相が再固溶し、圧延によっても繊維化し難くなるため、銅合金材の引張強度が低下する。他方で、均質化熱処理工程[工程2]における保持温度および保持時間の下限は、Cr析出相の生成を促進することで、熱間圧延工程[工程3]における変形抵抗を抑えてCr析出相の繊維化を促進し、それにより製造効率を高める観点から、それぞれ500℃および0.1時間とした。このとき、特にCr析出相の生成を促進することで、晶出物のみが含まれる場合と比べて、圧延加工によって均一に繊維化させることができる。
均質化熱処理工程[工程2]では、鋳塊に対して、500℃〜700℃の保持温度で、0.1時間〜10時間の保持時間にわたり熱処理を行なう。ここで、保持温度が700℃を超える場合や、保持時間が10時間を超える場合、鋳塊に含まれていたCr含有相の晶出物や析出相が再固溶し、圧延によっても繊維化し難くなるため、銅合金材の引張強度が低下する。他方で、均質化熱処理工程[工程2]における保持温度および保持時間の下限は、Cr析出相の生成を促進することで、熱間圧延工程[工程3]における変形抵抗を抑えてCr析出相の繊維化を促進し、それにより製造効率を高める観点から、それぞれ500℃および0.1時間とした。このとき、特にCr析出相の生成を促進することで、晶出物のみが含まれる場合と比べて、圧延加工によって均一に繊維化させることができる。
(iii)熱間圧延工程[工程3]
熱間圧延工程は、均質化熱処理の直後の鋳塊に対して、所定の厚さになるまで熱間圧延を施して熱延材を作製する工程である。熱間圧延条件は、例えば、圧延温度は400〜700℃、圧延回数は4回以上、合計圧延加工率は60%以上であることが好ましい。ここで、「圧延加工率」は、圧延前の断面積から圧延後の断面積を引いた値を圧延前の断面積で除して100を乗じ、パーセントで表した値であり、下記式で表される。
[圧延加工率]={([圧延前の断面積]−[圧延後の断面積])/[圧延前の断面積]}×100(%)
熱間圧延工程は、均質化熱処理の直後の鋳塊に対して、所定の厚さになるまで熱間圧延を施して熱延材を作製する工程である。熱間圧延条件は、例えば、圧延温度は400〜700℃、圧延回数は4回以上、合計圧延加工率は60%以上であることが好ましい。ここで、「圧延加工率」は、圧延前の断面積から圧延後の断面積を引いた値を圧延前の断面積で除して100を乗じ、パーセントで表した値であり、下記式で表される。
[圧延加工率]={([圧延前の断面積]−[圧延後の断面積])/[圧延前の断面積]}×100(%)
(iv)冷却工程[工程4]
冷却工程は、熱間圧延工程[工程3]で得られる熱延材を冷却する工程である。ここで、冷却工程における平均冷却速度は、1〜10℃/秒とすることが好ましい。このうち、平均冷却速度を1℃/秒以上にすることで、Cr含有相やAg含有相の粗大化が起こり難くなるため、高い引張強度と導電率を有する銅合金材を得易くすることができる。他方で、平均冷却速度を10℃/秒以下にすることで、Cr析出物の生成が促進されるため、冷間圧延によって繊維化を進めることで、銅合金材の引張強度の向上に寄与することができる。
冷却工程は、熱間圧延工程[工程3]で得られる熱延材を冷却する工程である。ここで、冷却工程における平均冷却速度は、1〜10℃/秒とすることが好ましい。このうち、平均冷却速度を1℃/秒以上にすることで、Cr含有相やAg含有相の粗大化が起こり難くなるため、高い引張強度と導電率を有する銅合金材を得易くすることができる。他方で、平均冷却速度を10℃/秒以下にすることで、Cr析出物の生成が促進されるため、冷間圧延によって繊維化を進めることで、銅合金材の引張強度の向上に寄与することができる。
冷却工程[工程4]を行なった後の熱延材に対して、表面を削り取る面削工程を行なってもよい。面削工程を行なうことで、熱間圧延工程[工程3]で生じた表面の酸化膜や欠陥を除去することができる。面削工程では、例えば熱延材の表面から0.5〜4mm程度を削り取る。熱延材の表面から削り取る量は、熱間圧延工程[工程3]の条件に基づいて適宜調整することができる。
(v)第1冷間圧延工程[工程5]
第1冷間圧延工程[工程5]は、必要に応じて面削工程を行なった後の熱延材に、所定の厚さになるまで冷間圧延を施して冷延板を作製する工程である。第1冷間圧延工程[工程5]における圧延条件は、通常行われている条件であればよく、特に限定されない。圧延条件の一例としては、圧延回数1回以上、合計圧延加工率0.1%以上が挙げられる。
第1冷間圧延工程[工程5]は、必要に応じて面削工程を行なった後の熱延材に、所定の厚さになるまで冷間圧延を施して冷延板を作製する工程である。第1冷間圧延工程[工程5]における圧延条件は、通常行われている条件であればよく、特に限定されない。圧延条件の一例としては、圧延回数1回以上、合計圧延加工率0.1%以上が挙げられる。
(vi)溶体化工程[工程8]および第2冷間圧延工程[工程9]
溶体化工程[工程8]および第2冷間圧延工程[工程9]は、上述の第1冷間圧延工程[工程5]の後、後述する時効熱処理工程[工程6]の前に必要に応じて行なう工程であって、必須の工程ではない。しかしながら、第1冷間圧延工程[工程5]で得られる冷延板に対して溶体化工程[工程8]を行ない、次いで第2冷間圧延工程[工程9]により冷間圧延を行なうことで、熱間圧延工程[工程3]で生成した、引張強度の向上に寄与しない粗大析出物をCu母材中に固溶させるとともに、特定Cr含有相やAg含有相などの、引張強度の向上に寄与するような微細な析出物を形成することで、銅合金材の引張強度をより一層向上させることができる。
溶体化工程[工程8]および第2冷間圧延工程[工程9]は、上述の第1冷間圧延工程[工程5]の後、後述する時効熱処理工程[工程6]の前に必要に応じて行なう工程であって、必須の工程ではない。しかしながら、第1冷間圧延工程[工程5]で得られる冷延板に対して溶体化工程[工程8]を行ない、次いで第2冷間圧延工程[工程9]により冷間圧延を行なうことで、熱間圧延工程[工程3]で生成した、引張強度の向上に寄与しない粗大析出物をCu母材中に固溶させるとともに、特定Cr含有相やAg含有相などの、引張強度の向上に寄与するような微細な析出物を形成することで、銅合金材の引張強度をより一層向上させることができる。
このうち、溶体化工程[工程8]における到達温度は、650℃〜1000℃の範囲にすることが好ましい。到達温度を650℃以上にすることで、CrやAgがCu母相に固溶し、それにより銅合金材の引張強度を高めることができる。他方で、到達温度を1000℃以下にすることで、液相の発生を抑えることができる。なお、溶体化工程[工程8]における上記到達温度での保持時間については特に限定されず、例えば0.1時間〜3時間の範囲にすることができる。
また、溶体化工程[工程8]を行った後の冷延板を冷却する際の平均冷却速度は、通常行われている条件であればよく、例えば30℃/秒〜300℃/秒の範囲にすることができる。
また、第2冷間圧延工程[工程9]における圧延条件も、通常行われている条件であればよく、特に限定されない。圧延条件の一例としては、例えば圧延回数1回以上、合計圧延加工率0.1%以上が挙げられる。
(vii)時効熱処理工程[工程6]
時効熱処理工程[工程6]は、第1冷間圧延工程[工程5]または第2冷間圧延工程[工程9]を行なった後の板材に対して、到達温度を400℃〜600℃および保持時間を0.1時間〜20時間で熱処理を行なう工程である。ここで、到達温度が400℃未満の場合や、保持時間が0.1時間未満の場合、特定Cr含有相やAg含有相の生成が不十分になり、引張強度や導電率が不足する。また、到達温度が600℃を超える場合や、20時間を超える場合、特定Cr含有相の粗大化が生じて、強度が不十分となる。
時効熱処理工程[工程6]は、第1冷間圧延工程[工程5]または第2冷間圧延工程[工程9]を行なった後の板材に対して、到達温度を400℃〜600℃および保持時間を0.1時間〜20時間で熱処理を行なう工程である。ここで、到達温度が400℃未満の場合や、保持時間が0.1時間未満の場合、特定Cr含有相やAg含有相の生成が不十分になり、引張強度や導電率が不足する。また、到達温度が600℃を超える場合や、20時間を超える場合、特定Cr含有相の粗大化が生じて、強度が不十分となる。
(viii)最終冷間圧延工程[工程7]
最終冷間圧延工程[工程7]では、時効熱処理工程[工程6]を行なった後の板材に対して、冷間圧延を行う。ここで、1パスあたりの圧延加工率は、1%以上15%以下とする。1パスあたりの圧延加工率を1%以上とすることで、加工硬化量を大きくすることができるため、銅合金材に十分な引張強度をもたらすことができる。他方で、1パスあたりの圧延加工率が15%を超えると、せん断歪みによってCr含有相の加工変形が不均一になり、引張強度や曲げ加工性が低下するため不適切である。
最終冷間圧延工程[工程7]では、時効熱処理工程[工程6]を行なった後の板材に対して、冷間圧延を行う。ここで、1パスあたりの圧延加工率は、1%以上15%以下とする。1パスあたりの圧延加工率を1%以上とすることで、加工硬化量を大きくすることができるため、銅合金材に十分な引張強度をもたらすことができる。他方で、1パスあたりの圧延加工率が15%を超えると、せん断歪みによってCr含有相の加工変形が不均一になり、引張強度や曲げ加工性が低下するため不適切である。
また、最終冷間圧延工程[工程7]における圧延加工率の合計は、85.0%〜99.9%となるように調整する。この圧延加工率の合計を85.0%以上にすることで、圧延方向xに沿った全長の長い特定Cr含有相が多く生成されるようになり、それにより特定Cr含有相の板厚方向yに沿った間隔が小さくなるため、銅合金材の引張強度を高めることができる。また、圧延加工率の合計を85.0%以上にすることで、Cr含有相の厚みが小さくなるため、銅合金材の曲げ加工性を高めることができる。
さらに、第1冷間圧延工程[工程5]および最終冷間圧延工程[工程7]を含み、好ましくは第2冷間圧延工程[工程9]をさらに含む、全ての冷間圧延工程における総圧延加工率は、98.0%以上となるように調整する。この総圧延加工率を98.0%以上にすることで、圧延方向xに沿った全長が長く、厚さの小さい特定Cr含有相が多く生成されるようになり、それにより特定Cr含有相の板厚方向yに沿った間隔が小さくなるため、銅合金材の引張強度を高めることができ、また、銅合金材の曲げ加工性を高めることができる。
ここで、第1冷間圧延工程[工程5]、第2冷間圧延工程[工程9]および最終冷間圧延工程[工程7]の圧延方向は、略同一であることが好ましく、その場合、圧延方向xと特定Cr含有相の延出方向は、略平行になる。
(VI)銅合金材の用途
本発明の銅合金材は、例えば車載部品用や電気・電子機器用のリードフレーム、コネクタ、端子材、リレー、スイッチ、ソケットなどに用いるのに適している。
本発明の銅合金材は、例えば車載部品用や電気・電子機器用のリードフレーム、コネクタ、端子材、リレー、スイッチ、ソケットなどに用いるのに適している。
以上、本発明の実施形態について説明したが、本発明は上記実施形態に限定されるものではなく、本発明の概念および特許請求の範囲に含まれるあらゆる態様を含み、本発明の範囲内で種々に改変することができる。
次に、本発明の効果をさらに明確にするために、本発明例および比較例について説明するが、本発明はこれら実施例に限定されるものではない。
(本発明例1〜27および比較例1〜16)
表1に示す合金組成を有する銅合金素材を溶解し、これを溶湯から650℃までの温度範囲内で表3に示す冷却速度で冷却して鋳造する鋳造工程(工程1)を行ない、厚さ300mm、幅500mm、長さ3000mmの鋳塊を得た。この鋳塊に対して、表3に示す保持温度および保持時間で熱処理を行う均質化熱処理工程(工程2)を行ない、次いで、圧延温度は400℃以上600℃以下の範囲で、圧延回数10回、合計圧延加工率90%以上で熱間圧延工程(工程3)を行なって熱延材を得た。その後、5℃/秒の平均冷却速度で室温まで冷却する冷却工程(工程4)を行なった。
表1に示す合金組成を有する銅合金素材を溶解し、これを溶湯から650℃までの温度範囲内で表3に示す冷却速度で冷却して鋳造する鋳造工程(工程1)を行ない、厚さ300mm、幅500mm、長さ3000mmの鋳塊を得た。この鋳塊に対して、表3に示す保持温度および保持時間で熱処理を行う均質化熱処理工程(工程2)を行ない、次いで、圧延温度は400℃以上600℃以下の範囲で、圧延回数10回、合計圧延加工率90%以上で熱間圧延工程(工程3)を行なって熱延材を得た。その後、5℃/秒の平均冷却速度で室温まで冷却する冷却工程(工程4)を行なった。
冷却工程(工程4)後の熱延材に対して、表裏両面をそれぞれ10mmの厚さ分だけ削り取って表面の酸化膜を除去する面削工程を行なった後、第1冷間圧延工程(工程5)を行なった。第1冷間圧延工程(工程5)における合計圧延加工率をa(%)とする。
ここで、表3の「溶体化処理工程」欄に数値の記載がある例(本発明例3、4、7、11、12、16、21、23、比較例11、13、14)については、表3に記載される到達温度まで昇温させ、次いで、表3に記載される保持時間にわたり到達温度に保持した後、100℃/秒の冷却速度で冷却する溶体化熱処理工程(工程8)を行なった後、第2冷間圧延工程(工程9)を行なった。第2冷間圧延工程(工程9)における合計圧延加工率をb(%)とする。
第1冷間圧延工程(工程5)または第2冷間圧延工程(工程9)を行った後の圧延材に対して、表3に示す到達温度および保持時間の条件で時効熱処理工程(工程6)を行ない、表3に示す1パス当たりの圧延加工率と合計圧延加工率(c(%))の条件で最終冷間圧延工程(工程7)を行なった。ここで、全ての冷間圧延工程、すなわち第1冷間圧延工程(工程5)、第2冷間圧延工程(工程9)および最終冷間圧延工程(工程7)における合計圧延加工率の合計である総圧延加工率a+b+c(%)を、表3に示す。このようにして、本発明の銅合金材を作製した。
[各種測定および評価方法]
上記本発明例および比較例に係る銅合金材を用いて、下記に示す特性評価を行なった。各特性の評価条件は下記のとおりである。
上記本発明例および比較例に係る銅合金材を用いて、下記に示す特性評価を行なった。各特性の評価条件は下記のとおりである。
[1]Cr含有相についての観察および測定
作製した各供試材(銅合金材)の圧延方向および板厚方向を含む断面に対し、耐水研磨紙、ダイヤモンド砥粒を用いて機械研磨を行なった後、コロイダルシリカ溶液を用いて仕上げ研磨を行なった。そして、研磨後の断面を、走査型電子顕微鏡(SEM)を用いて、観察視野200×200μmで見たときの反射電子像(BSE像)を用いて求めた。このとき、1つの視野領域に表れるCu母相と色調が異なる部分をCr含有相とし、Cr含有相のうち圧延方向についての長さが20μm以上であるものを特定Cr含有相として、特定Cr含有相を任意に100個抽出して、それらの板厚方向に沿った最大厚さt1をそれぞれ求めた。これら100個の特定Cr含有相のうち、最大厚さt1が1μm超であるものについて、それぞれ、厚さが1μm以下である部分の圧延方向についての延在長さを合算した合計長さ(L3+L4)を求め、この合計長さ(L3+L4)が特定Cr含有相の圧延方向についての全長L1に占める割合(合計長さの割合)を求めた。他方で、これらの特定Cr含有相のうち、最大厚さt1が1μm以下であるものについては、この合計長さの割合は100%である。そして、これら100個の特定Cr含有相のうち、この合計長さの割合が90%以上となるものの個数割合を求めた。結果を表2に示す。
作製した各供試材(銅合金材)の圧延方向および板厚方向を含む断面に対し、耐水研磨紙、ダイヤモンド砥粒を用いて機械研磨を行なった後、コロイダルシリカ溶液を用いて仕上げ研磨を行なった。そして、研磨後の断面を、走査型電子顕微鏡(SEM)を用いて、観察視野200×200μmで見たときの反射電子像(BSE像)を用いて求めた。このとき、1つの視野領域に表れるCu母相と色調が異なる部分をCr含有相とし、Cr含有相のうち圧延方向についての長さが20μm以上であるものを特定Cr含有相として、特定Cr含有相を任意に100個抽出して、それらの板厚方向に沿った最大厚さt1をそれぞれ求めた。これら100個の特定Cr含有相のうち、最大厚さt1が1μm超であるものについて、それぞれ、厚さが1μm以下である部分の圧延方向についての延在長さを合算した合計長さ(L3+L4)を求め、この合計長さ(L3+L4)が特定Cr含有相の圧延方向についての全長L1に占める割合(合計長さの割合)を求めた。他方で、これらの特定Cr含有相のうち、最大厚さt1が1μm以下であるものについては、この合計長さの割合は100%である。そして、これら100個の特定Cr含有相のうち、この合計長さの割合が90%以上となるものの個数割合を求めた。結果を表2に示す。
特定Cr含有相の板厚方向に沿った平均間隔d1は、上述の反射電子像(BSE像)について、1つの視野領域のうち任意の10か所に、板厚の2/3以上の長さの線分を板厚方向に沿って引き、板厚方向に沿って引いた線分の長さの総和を、線分を縦断する特定Cr含有相の総数で割ることで算出した。結果を表2に示す。
[2]Ag含有相についての観察および測定
作製した各供試材(銅合金材)の圧延方向と板厚方向を含む縦断面に対し、耐水研磨紙、ダイヤモンド砥粒を用いて機械研磨を行なった後、コロイダルシリカ溶液を用いて仕上げ研磨を行なった。そして、集束イオンビーム(FIB)によって、圧延方向40μm×板厚方向15μmの領域をマイクロサンプリングし、薄片加工およびArイオンミリングを行なってTEM用試料を作製し、透過電子顕微鏡(TEM)(日本電子株式会社製、製品名:JEM−2100Plus)を用いて、加速電圧200kVで観察した。また、得られたTEM像について、任意の10か所に、10μm以上の長さの線分を板厚方向に引き、線分を横断するAg含有相の数を計測したときの、板厚方向に引いた線分の長さの総和を、線分を縦断するAg含有相の総数で割ることで、Ag含有相の板厚方向に沿った平均間隔を算出した。また、板厚方向に引いた線分を縦断するAg含有相の厚さの総和を、線分を縦断するAg含有相の総数で割ることで、Ag含有相の平均厚さを測定した。結果を表2に示す。
作製した各供試材(銅合金材)の圧延方向と板厚方向を含む縦断面に対し、耐水研磨紙、ダイヤモンド砥粒を用いて機械研磨を行なった後、コロイダルシリカ溶液を用いて仕上げ研磨を行なった。そして、集束イオンビーム(FIB)によって、圧延方向40μm×板厚方向15μmの領域をマイクロサンプリングし、薄片加工およびArイオンミリングを行なってTEM用試料を作製し、透過電子顕微鏡(TEM)(日本電子株式会社製、製品名:JEM−2100Plus)を用いて、加速電圧200kVで観察した。また、得られたTEM像について、任意の10か所に、10μm以上の長さの線分を板厚方向に引き、線分を横断するAg含有相の数を計測したときの、板厚方向に引いた線分の長さの総和を、線分を縦断するAg含有相の総数で割ることで、Ag含有相の板厚方向に沿った平均間隔を算出した。また、板厚方向に引いた線分を縦断するAg含有相の厚さの総和を、線分を縦断するAg含有相の総数で割ることで、Ag含有相の平均厚さを測定した。結果を表2に示す。
[3]引張強度の測定方法
引張強度の測定は、圧延平行方向から切り出したJIS Z2241:2011に規定されている13B号の3本の試験片で行ない、3本の試験片から得られた引張強度の平均値を測定値とした。なお、本発明例および比較例では、引張強度が700MPa以上を合格レベルとした。結果を表4に示す。
引張強度の測定は、圧延平行方向から切り出したJIS Z2241:2011に規定されている13B号の3本の試験片で行ない、3本の試験片から得られた引張強度の平均値を測定値とした。なお、本発明例および比較例では、引張強度が700MPa以上を合格レベルとした。結果を表4に示す。
[4]導電率(EC)の測定方法
導電率は、20℃(±0.5℃)に保たれた恒温槽中で四端子法により計測した比抵抗の数値から算出することができる。なお、端子間距離は100mmとした。本発明例および比較例では、導電率が50%IACS超えの場合を合格レベルとした。結果を表4に示す。
導電率は、20℃(±0.5℃)に保たれた恒温槽中で四端子法により計測した比抵抗の数値から算出することができる。なお、端子間距離は100mmとした。本発明例および比較例では、導電率が50%IACS超えの場合を合格レベルとした。結果を表4に示す。
[5]試料厚さに対する最小曲げ半径の比(MBR/t比)の測定方法
各供試材に対して、JIS H3130:2012に規定されているW曲げ試験を行なった。圧延方向と試験片の長手方向が平行になるように、各供試材から幅10mm×長さ30mmの試験片を複数採取し、曲げ角度が90度、曲げ半径が0mm〜1.0mmのW型の治具を用いてW曲げ試験を行なった。W曲げ試験の結果から、日本伸銅協会技術標準JBMA T307:1999に基づいて割れが発生しないと判定される最小の半径の値である最小曲げ半径(MBR)を求めるとともに、試料厚さ(t)に対する最小曲げ半径(MBR)の比(MBR/t比)を算出した。本発明例および比較例では、MBR/t比が2.0以下である場合を合格レベルとした。結果を表4に示す。
各供試材に対して、JIS H3130:2012に規定されているW曲げ試験を行なった。圧延方向と試験片の長手方向が平行になるように、各供試材から幅10mm×長さ30mmの試験片を複数採取し、曲げ角度が90度、曲げ半径が0mm〜1.0mmのW型の治具を用いてW曲げ試験を行なった。W曲げ試験の結果から、日本伸銅協会技術標準JBMA T307:1999に基づいて割れが発生しないと判定される最小の半径の値である最小曲げ半径(MBR)を求めるとともに、試料厚さ(t)に対する最小曲げ半径(MBR)の比(MBR/t比)を算出した。本発明例および比較例では、MBR/t比が2.0以下である場合を合格レベルとした。結果を表4に示す。
表1〜4の結果から、本発明例1〜27の銅合金材はいずれも、合金組成が本発明の適正範囲内であり、圧延方向に沿って測定したときの全長が20μm以上である特定Cr含有相の板厚方向に沿った最大厚さが10μm以下であり、かつ、特定Cr含有相のうち、板厚方向(y)に沿った厚さが1μm以下である部分の圧延方向(x)の延在長さ(L3、L4)を合算したときの合計長さ(L3+L4)の全長(L1)に占める割合(100×(L3+L4)/L1)が90%以上である特定Cr含有相の個数割合が80%以上であるため、引張強度が700MPa以上であり、試料厚さに対する割れが発生しない最小曲げ半径の比(MBR/t比)が2.0以下であって、曲げ加工性に優れ、かつ導電率も50%IACS超えであった。
一方、比較例1〜14の銅合金材はいずれも、合金組成、特定Cr含有相の板厚方向に沿った最大厚さ、および、特定Cr含有相のうち、板厚方向(y)に沿った厚さが1μm以下である部分の圧延方向(x)の延在長さ(L3、L4)を合算したときの合計長さ(L3+L4)の全長(L1)に占める割合(100×(L3+L4)/L1)が90%以上である特定Cr含有相の個数割合のうちの少なくとも1つが、本発明の適正範囲外であるため、引張強度と、導電率と、試料厚さに対する割れが発生しない最小曲げ半径の比(MBR/t比)のうちの少なくとも1つが、合格レベルに達していなかった。また、比較例15では、鋳造工程[工程1]を行なった後に、鋳塊に割れが確認されたため、所定の銅合金材を得ることができなかった。また、比較例16では、熱間圧延工程[工程3]を行なっている最中に熱延材に割れが確認されたため、所定の銅合金材を得ることができなかった。
また、図3に、本発明例および比較例の銅合金材について、圧延方向と板厚方向を含む断面で見たときの走査型電子顕微鏡(SEM)写真(倍率:500倍)を示し、(a)が本発明例1である場合、(b)が本発明例20である場合、(c)が比較例8である場合を示す。これらのSEM写真から、本発明例1、20の銅合金材では、比較例8の銅合金材と比べて、厚みの大きい特定Cr含有相の生成が少ないことがわかる。
10 銅合金材
11a、11b 特定Cr含有相
12 Cu母相
L1 特定Cr含有相の全長
L2 厚さ1μm超である部分の圧延方向の延在長さ
L3、L4 厚さ1μm以下である部分の圧延方向の延在長さ
t1 特定Cr含有相の最大厚さ
d1 板厚方向の間隔
11a、11b 特定Cr含有相
12 Cu母相
L1 特定Cr含有相の全長
L2 厚さ1μm超である部分の圧延方向の延在長さ
L3、L4 厚さ1μm以下である部分の圧延方向の延在長さ
t1 特定Cr含有相の最大厚さ
d1 板厚方向の間隔
Claims (7)
- Crを1.0〜6.0質量%含有し、残部がCuおよび不可避不純物からなる合金組成を有する銅合金材であって、
Cu母相と、Crを含有するCr含有相とを含む複相組織を有し、
前記銅合金材の圧延方向(x)と板厚方向(y)を含む断面で見て、
走査型電子顕微鏡(SEM)で観察したときの視野領域において存在する複数個の前記Cr含有相のうち、前記圧延方向(x)に沿って測定したときの全長(L1)が20μm以上である複数個のCr含有相を特定Cr含有相とし、前記板厚方向(y)に沿って測定したときの前記複数個の特定Cr含有相の最大厚さ(t1)がいずれも10μm以下であり、かつ、
前記複数個の特定Cr含有相のうち、前記最大厚さ(t1)と同様に測定した厚さが1μm以下である部分の圧延方向(x)の延在長さ(L3、L4)を合算したときの合計長さ(L3+L4)の前記全長(L1)に占める割合(100×(L3+L4)/L1)が90%以上である特定Cr含有相の個数割合は、80%以上であることを特徴とする銅合金材。 - 前記複数個の特定Cr含有相は、前記銅合金材の板厚方向(y)に沿って測定したときの平均間隔が30μm以下である、請求項1に記載の銅合金材。
- 前記合金組成は、さらにAgを0.6〜6.0質量%含有し、
前記複相組織は、さらにAgを含有するAg含有相を含み、
前記Ag含有相同士は、前記銅合金材の板厚方向(y)に沿って測定したときの平均間隔が50nm以下である、請求項1または2に記載の銅合金材。 - 前記合金組成は、Vを0.05〜1.00質量%、Nbを0.05〜1.00質量%、Taを0.05〜1.00質量%、Feを0.05〜1.00質量%、Zrを0.05〜1.00質量%、Bを0.05〜1.00質量%、Cを0.05〜1.00質量%、Nを0.05〜1.00質量%およびPを0.05〜1.00質量%からなる群から選択される少なくとも1種の任意含有成分を、合計で0.05〜1.00質量%含有する、請求項1、2または3に記載の銅合金材。
- 前記圧延方向(x)と平行に引っ張ったときの引張強度が700MPa以上であり、
導電率が50%IACS超えであり、かつ、
JIS H3130:2012に規定されているW曲げ試験を行なったときの、試料厚さ(t)に対する、割れが発生しない最小曲げ半径(MBR)の比(MBR/t比)が2.0以下である、請求項1〜4のいずれか1項に記載の銅合金材。 - 請求項1〜5のいずれか1項に記載の銅合金材を製造する方法であって、
前記銅合金材の前記合金組成と実質的に同じ合金組成を有する銅合金素材に、少なくとも鋳造工程[工程1]、均質化熱処理工程[工程2]、熱間圧延工程[工程3]、冷却工程[工程4]、第1冷間圧延工程[工程5]、時効熱処理工程[工程6]および最終冷間圧延工程[工程7]を順次行ない、
前記鋳造工程[工程1]では、前記銅合金素材を溶融させた後、溶湯から650℃までの温度範囲内で、10℃/秒以上500℃/秒以下の冷却速度で冷却し、
前記均質化熱処理工程[工程2]における保持温度を500℃〜700℃および保持時間を0.1時間〜10時間とし、
前記時効熱処理工程[工程6]における到達温度を400℃〜600℃および保持時間を0.1時間〜20時間とし、そして、
前記最終冷間圧延工程[工程7]は、1パスあたりの圧延加工率が1%以上15%以下であり、かつ、圧延加工率の合計が85.0%〜99.9%であり、
前記第1冷間圧延工程[工程5]および前記最終冷間圧延工程[工程7]を含む全ての冷間圧延工程における総圧延加工率が98.0%以上である、銅合金材の製造方法。 - 前記第1冷間圧延工程[工程5]の後、前記時効熱処理工程[工程6]の前に、溶体化工程[工程8]および第2冷間圧延工程[工程9]をさらに順次行ない、
前記第1冷間圧延工程[工程5]、前記最終冷間圧延工程[工程7]および前記第2冷間圧延工程[工程9]を含む全ての冷間圧延工程における総圧延加工率が98.0%以上である、請求項6に記載の銅合金材の製造方法。
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