JP3803981B2 - 高強度および高導電性を有する銅合金の製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は高強度および高導電性を有する銅合金に係り、具体的に言えば、電気的および電子的用途において有用なＣｕ−Ｚｒ−Ｃｒ基合金が曲げ成形性改善のために処理される。曲げ成形性改善は、溶体化熱処理工程の上流側に２以上の再結晶化焼鈍工程を含ませることによって達成される。
【０００２】
【従来技術および発明が解決しようとする課題】
コネクタのような電気部品およびリードフレームのような電子部品は、Ｃｕの高導電性を利用するためＣｕ合金から製造される。Ｃ１０２００（最小でもＣｕの含有量が９９．９５％である無酸素銅）のような純銅は、ばね質（ｓｐｒｉｎｇ ｔｅｍｐｅｒ）降伏強度約３７ｋｇ／ｍｍ2 （５２ｋｓｉ）であり、これは部品が着脱に関連する各種の力を受ける用途においては弱過ぎる。銅の強度を増すために、広範囲の合金元素が銅に添加される。しかしながら、殆んどの場合、合金添加によって得られる降伏強度の上昇は、得られる導電性が低下するという結果によって効果が相殺される。
【０００３】
本明細書中では、Ｃ１０２００のような合金の記号表示は統一番号付与システムによっている。組成百分率は、特にことわらない限り、質量百分率（％）で表わす。
【０００４】
電気的および電子的用途の場合、Ｃｕには、Ｚｒ、およびＺｒとＣｒの混合物が添加される。例えば、銅合金Ｃ１５１００（公称成分：Ｚｒ０．０５〜０．１５％、残部としてのＣｕ）はＩＡＣＳ９５％の導電性を有する（ここで、ＩＡＣＳは国際焼鈍銅規格のことであり、純銅はＩＡＣＳ１００％の導電性があるものと定義されている）。Ｃ１５１００は、ばね質降伏強度４６ｋｇ／ｍｍ2 （６６ｋｓｉ）を超えない。Ｃｕ−Ｚｒ金属間相は、熱処理（析出硬化）後不連続な第２相として銅マトリクスから析出して合金強度を増大させる。しかしながら、Ｃ１５１００の降伏強度は、現行のより高強度が求められているコネクタおよび微小化された用途におけるリードフレームに用いるには未だ低過ぎるものである。
【０００５】
ＣｒとＺｒの混合物をＣｕに添加することでより高い強度が得られる。Ｃ１８１００（公称組成：Ｃｒ０．４％〜１．２％、Ｚｒ０．０８％〜０．２％、Ｍｇ０．０３％〜０．０６％、残部としてのＣｕ）は、４７〜５０ｋｇ／ｍｍ2 （６７〜７２ｋｓｉ）の降伏強度でＩＡＣＳ８０％の導電性を有する。Ｃ１８１００の導電性は許容できるものであるが、降伏強度は所望のものよりわずかに低い。またＣｕに対するＣｒの最大固溶度（Ｃｕ／Ｃｒ２元合金の場合約０．６５％）を超えるＣｒ量の場合、大きな第２相の分散が発生し、表面品質の悪化と、不均一な化学エッチング特性に帰着する。
【０００６】
半導体装置の寿命を延ばすために高い熱放散率を必要とするリードフレームおよび抵抗発熱が有害となる高電流を搬送する電気コネクタの場合、ＩＡＣＳ７０％を超える導電性と、約５６ｋｇ／ｍｍ2 （８０ｋｓｉ）を超える降伏強度を有することが望ましい。
【０００７】
銅合金は、室温および上昇（最高２００℃までの）使用温度の両温度において耐応力緩和特性が良好でなければならない。金属ストリップに外部応力が加えられると、反作用として大きさが等しく反対符号の内部応力が金属に生じる。もしも、金属が歪を受けた状態に保持されると、時間と温度の関数として内部応力が低下する。応力緩和と称されるこの現象は、微細塑性流動のために金属内の弾性歪が塑性歪すなわち永久歪に転換されるために発生する。Ｃｕ基電気コネクタは、しばしばばね接点部材に成形されることが多いが、同部材は長期間にわたって閾値を超える接触力を相手部材に作用させ、その力を保持しなければならない。応力緩和が生じると、接触力が閾値よりも低下し、回路が開くことになる。したがって、電気的および電子的用途に供される銅合金は、室温および高環境温度において高い耐応力緩和特性を有しなければならない。
【０００８】
最小曲げ半径（ＭＢＲ）は、金属ストリップについて、曲げ半径部外側に沿って「オレンジの皮むけ（ｏｒａｎｇｅ ｐｅｅｌｉｎｇ）」または破壊を生ずることなくどの程度きびしい曲げ成形を行い得るかを決定するものである。ＭＢＲ値は、外側リードが角度９０°折曲されて印刷回路盤内に挿入されるリードフレームにおける重要な特性である。コネクタもまた各種角度で曲げ成形される。曲げ成形性、すなわち金属ストリップの厚さを「ｔ」としてＭＢＲ／ｔで表わされる数値は失敗なしにマンドレルの周囲に金属ストリップを巻付けられる最小半径と金属の厚さとの比率である。
【数１】
【０００９】
曲げ軸線が金属ストリップの圧延方向と直角をなす「良方向」で曲げ成形される場合、ＭＢＲ／ｔ値約２．５未満が望ましい。また曲げ軸線が金属ストリップの圧延方向と平行をなす「悪方向」で曲げ成形される場合も、ＭＢＲ／ｔ値約２．５未満が望ましい。
【００１０】
要約すると、電気および電子用途に使用する望ましい銅合金は、次の特性の全てを組合せたものになるだろう。
（イ）導電性がＩＡＣＳ７０％を超えている。
（ロ）降伏強度が５６ｋｇ／ｍｍ2 （８０ｋｓｉ）を超えている。
（ハ）２００℃程度の温度で耐応力緩和特性を有する（応力緩和に対する抵抗）を有する。
（ニ）「良方向」および「悪方向」においてＭＢＲ／ｔ値２．５未満を有する。
【００１１】
前記銅合金は耐酸化性があり、均一にエッチングされる必要がある。均一エッチング特性はエッチングされるリードフレームに鋭く、平滑な垂直リード壁を与える。予備洗浄中において均一なエッチング部が得られることはまた電解または無電解法による良好な被覆を促進する。
【００１２】
アクツ氏他の米国特許第４８７２０４８号はリードフレーム用銅合金を開示している。この特許が開示している銅合金はＣｒ：０．０５〜１％、Ｚｒ：０．００５〜０．３％、およびＬｉ：０．００１〜０．０５％またはＣ：５〜６０ｐｐｍのいづれかを含んでいる。最高約２％までの他の各種添加物が存在していてもよい。２つの合金例が示されており、そのうちの１つである合金２１は、Ｃｒ：０．９８％、Ｚｒ：０．０４９％、Ｌｉ：０．０２６％、Ｎｉ：０．４１％、Ｓｎ：０．４８％、Ｔｉ：０．６３％、Ｓｉ：０．０３％、Ｐ：０．１３％、Ｃｕ：残部なる組成であり、引張り強さ８０ｋｇ／ｍｍ2 （１１４ｋｓｉ）、およびＩＡＣＳ６９％の導電性を有する。他の合金７５は、Ｃｒ：０．７５％、Ｚｒ：０．０１９％、Ｃ：３０ｐｐｍ、Ｃｏ：０．１９％、Ｓｎ：０．２２％、Ｔｉ：０．６９％、Ｎｂ：０．１３％、Ｃｕ：残部なる組成であり、引張り強さ７３ｋｇ／ｍｍ2 （１０４ｋｓｉ）、およびＩＡＣＳ６３％の導電性を有する。
【００１３】
ゴズダルストフェニ・メタロフ氏の英国特許第１３５３４３０号明細書はＳｎおよびＴｉを含むＣｕ−Ｃｒ−Ｚｒ合金を開示している。合金１は、Ｃｒ：０．５％、Ｔｉ：０．１３％、Ｓｎ：０．２５％、Ｚｒ：０．１２％、残部：Ｃｕなる組成を有し、引張り強さ６２〜６７ｋｇ／ｍｍ2 （８８〜９５ｋｓｉ）、およびＩＡＣＳ７２％の導電性を有する。
オリン コーポレーションの英国特許第１５４９１０７号明細書は、Ｎｂを含むＣｕ−Ｃｒ−Ｚｒ合金を開示している。Ｃｒ：０．５５％、Ｚｒ：０．１５％、Ｎｂ：０．２５％、Ｃｕ：残部なる組成の合金は、処理方法に応じて、降伏応力５１〜６４ｋｇ／ｍｍ2 （７３〜９２ｋｓｉ）、およびＩＡＣＳ７１〜８３％の導電性を有し得る。
【００１４】
【課題を解決するための手段】
叙上の要求条件を満足する銅合金に対する業界での需要が存在することは明らかである。したがって、本発明の１つの目的は、そのような銅合金を提供することである。本発明の１つの特徴によれば、該銅合金が特定の含有率のＣｏおよびＴｉ、ＦｅおよびＴｉ、またはＣｏ、ＦｅおよびＴｉを含むＣｕ−Ｃｒ−Ｚｒ合金である。本発明の他の特徴は、Ｔｉに対するＣｏ、Ｔｉに対するＦｅ、またはＴｉに対する「Ｃｏ＋Ｆｅ」の質量比を制御することによって高導電性を付与する一方、当該銅合金の強度を保持することである。
本発明の第一の観点によれば、以下に示す、高強度および高導電性を有する銅合金の製造方法が提供される。
ａ）０．１質量％〜２．０質量％のＣｒと、０．０５質量％〜２．０質量％のＺｒと、残部のＣｕとから成る時効硬化可能な銅合金を鋳造する段階（５０）と、
ｂ）前記銅合金を、少なくとも部分的に均質化するために加熱する段階と、
ｃ）前記銅合金を、５０％を超える減面率まで熱間圧延する段階（５２）と、
ｄ）前記銅合金を、２５％を超える減面率まで冷間圧延する段階（５４）と、
ｅ）前記銅合金を、第１回目として再結晶化する段階（５６）と、
ｆ）前記銅合金を、４０％〜９０％の横断面積減縮率まで冷間圧延する段階（５８）と、
ｇ）９２５℃を超える温度で、前記銅合金を第２回目として再結晶化する段階（６０）と、
ｈ）前記銅合金を最終板厚まで冷間圧延する段階（６２）と、
ｉ）前記銅合金を析出時効させる段階（６４）とを含むことを特徴とする銅合金の製造方法。
前記製造方法は、以下の態様で実行可能である。
前記段階ｅ（５６）における再結晶化温度が、５００℃と前記銅合金の固相線温度との間にあり、前記段階ｇ（６０）における再結晶化温度が、９２５℃を超える温度と前記銅合金の固相線温度との間にあり、保持時間が、個別に５秒〜１６時間であることを特徴とする請求項１に記載された銅合金の製造方法。
本発明の第二の観点によれば、以下に示す、高強度および高導電性を有する銅合金の製造方法がさらに提供される。
（１）高強度および高導電性を有する銅合金の製造方法であって、
ａ）０．４質量％〜１．２質量％のＣｒ、０．０８質量％〜０．２質量％のＺｒ、０．０３質量％〜０．０６質量％のＭｇおよび残部のＣｕから成る時効硬化可能な銅合金を鋳造する段階（５０）と、
ｂ）前記銅合金を、少なくとも部分的に均質化するために加熱する段階と、
ｃ）前記銅合金を、５０％を超える減面率まで熱間圧延する段階（５２）と、
ｄ）前記銅合金を、２５％を超える減面率まで冷間圧延する段階（５４）と、
ｅ）前記銅合金を、５００℃と前記銅合金の固相線温度との間の温度で５秒〜１６時間、第１回目として再結晶化する段階（５６）と、
ｆ）前記銅合金を、４０％〜９０％の横断面積減縮率まで冷間圧延する段階（５８）と、
ｇ）９２５℃を超える温度と前記銅合金の固相線温度との間の温度で５秒〜１６時間、前記銅合金を第２回目として再結晶化する段階（６０）と、
ｈ）前記銅合金を最終板厚まで冷間圧延する段階（６２）と、
ｉ）前記銅合金を析出時効させる段階（６４）とを含むことを特徴とする銅合金の製造方法。
（２）高強度および高導電性を有する銅合金の製造方法であって、
ａ）０．１質量％〜１．０質量％のＣｒ、０．０５質量％〜０．４０質量％のＺｒ、０．１質量％〜１．０質量％の「Ｍ」（「Ｍ」は、Ｃｏ，Ｆｅ，Ｎｉおよびそれらの混合物からなる群から選ばれ、最大Ｎｉ量が０．２５質量％である）、０．０５質量％〜０．７質量％のＴｉおよび残部のＣｕから成り、「Ｍ」とＴｉの質量比Ｍ：Ｔｉが１．２：１〜７．０：１である時効硬化可能な銅合金を鋳造する段階（５０）と、
ｂ）前記銅合金を、少なくとも部分的に均質化するために加熱する段階と、
ｃ）前記銅合金を、５０％を超える減面率まで熱間圧延する段階（５２）と、
ｄ）前記銅合金を、２５％を超える減面率まで冷間圧延する段階（５４）と、
ｅ）前記銅合金を、５００℃と前記銅合金の固相線温度との間の温度で５秒〜１６時間、第１回目として再結晶化する段階（５６）と、
ｆ）前記銅合金を、４０％〜９０％の横断面積減縮率まで冷間圧延する段階（５８）と、
ｇ）９２５℃を超える温度と前記銅合金の固相線温度との間の温度で５秒〜１６時間、前記銅合金を第２回目として再結晶化する段階（６０）と、
ｈ）前記銅合金を最終板厚まで冷間圧延する段階（６２）と、
ｉ）前記銅合金を析出時効させる段階（６４）とを含むことを特徴とする銅合金の製造方法。
本発明方法によって、以下に示す、高強度かつ高導電性の銅合金が提供される。
０．１質量％〜２．０質量％のＣｒと、０．０５質量％〜２．０質量％のＺｒとを含み、横断面を長手方向の縁に沿って眺めると等軸結晶粒を有する、高強度かつ高導電性の銅合金。
前記銅合金の好適形態は、以下のとおりである。
（１）平均結晶粒寸法が５ミクロン〜１５ミクロンであることを特徴とする前記銅合金。
（２）０．４質量％〜１．２質量％のＣｒと、０．０８質量％〜０．２質量％のＺｒと、０．０３質量％〜０．０６質量％のＭｇと、残部としてのＣｕとから成ることを特徴とする前記項目（１）に記載された銅合金。
（３）０．１〜１．０質量％のＣｒと、０．０５質量％〜０．４０質量％のＺｒと、０．１〜１．０質量％の「Ｍ」（「Ｍ」は、Ｃｏ，Ｆｅ，Ｎｉおよびその混合物からなる群から選ばれ、最大Ｎｉ量が約０．２５質量％である）と、０．０５質量％〜０．７質量％のＴｉ（「Ｍ」とＴｉの質量比Ｍ：Ｔｉが１．２：１〜７．０：１である）とから成ることを特徴とする前記項目（１）に記載された銅合金。
（４）前記銅合金が良方向および悪方向の両方向において１．８より小さいＭＢＲ／ｔ（最小曲げ半径／板厚）値を有することを特徴とする前記項目（１）に記載された銅合金。
（５）前記銅合金が良方向および悪方向の両方向において１．８より小さいＭＢＲ／ｔ値を有することを特徴とする前記項目（３）に記載された銅合金。
【００１５】
本発明の１つの利点は、特許請求の範囲に記載された銅合金が約５６ｋｇ／ｍｍ2 （７９ｋｓｉ）を超える降伏強度を有しており、多段階のプロセス内時効焼鈍を加えることによって、降伏強度を約６２ｋｇ／ｍｍ2 （８９ｋｓｉ）を超えて増大させ得ることである。本発明の他の利点は、特許請求の範囲に記載された銅合金の導電性がＩＡＣＳ７３％を超え、実施例の幾つかにおいてはＩＡＣＳ７７％を超えることである。本発明のさらに他の利点は、銅合金がすぐれた耐応力緩和特性を示し、温度１５０℃に３０００時間暴露した後に９５％を超える応力が残留していることである。本発明のさらなる利点によれば、処理実施例の幾つかによれば、特許請求に記載された銅合金のＭＢＲ／ｔ値が良方向で約１．７、悪方向で約１．５である。
【００１６】
かくして、事実上有効組成量が質量百分率で、Ｃｒ：最高０．５％、Ｚｒ：約０．０５〜約０．２５％、Ｍ：約０．１〜約１％（ただし、ＭはＣｏ、Ｆｅおよびそれらの混合物から成る群から選ばれる）、Ｔｉ：約０．０５〜約０．５％、および残部としてのＣｕから成る銅合金が提供される。
【００１７】
次に、本発明について図面を引用してより詳細な説明を行なう。
本発明の銅合金は、Ｃｒ，Ｚｒ，Ｃｏおよび（または）Ｆｅ、およびＴｉを含む。Ｃｒは、析出硬化によって強度を増大する上で有効な量から約０．８％までの量が存在する。Ｚｒ量は、約０．０５〜約０．４０％である（＊注：本明細書において、「および（または）」は、英語の and/or （および／または）と同義である）。Ｃｏ量は、約０．１〜約１％である。Ｃｏの一部または全部を等質量百分率のＦｅまたは別の遷移元素と置換えてもよい。Ｔｉ量は、約０．０５〜約０．７％である。銅合金の残部はＣｕである。
【００１８】
Ｃｒ：Ｃｒは、析出硬化（時効）によって銅合金の強度を増加させる上で有効な量から約１．０％までの量が銅合金中に存在する。好ましくは、最大Ｃｒ量は約０．５％である。銅合金中のＣｒが最大固溶限界に近づくと、粗大な第２相析出物が出現する。この粗大析出物は銅合金の表面品質およびエッチングおよびメッキ特性に悪影響を及ぼし、銅合金の強度を増大させることはない。
【００１９】
また、銅合金中に存在するＣｏ，ＦｅおよびＴｉは結合してＣｏ−ＸまたはＦｅ−Ｘを含む各種析出物を作る。ここで、Ｘは圧倒的にＴｉであるが、多少のＣｒとＺｒを含む。以下に議論するように、Ｔｉ格子点の一部は、通常ＺｒまたはＣｒによって占められている。もしも過剰なＦｅ，ＣｏまたはＴｉが、銅マトリックス中で反応せずに固溶している場合には導電性が低下する。Ｃｒは、付加的Ｔｉと結合して、この導電性の低下を減らす。好適Ｃｒ量は約０．１〜約０．４％であり、最も好適なＣｒ量は約０．２５〜約０．３５％である。
【００２０】
Ｚｒ：Ｚｒ量は、約０．０５％〜約０．４０％である。好ましい最大Ｚｒ量は約０．２５％である。もしもＺｒ量が低過ぎると、銅合金の耐応力緩和特性が劣る。もしもＺｒ量が高過ぎる場合には、粗大粒が形成され、強度増加なしに銅合金の表面品質およびエッチング特性に悪影響を与える。好ましいＺｒ量は約０．１％〜約０．２％である。
【００２１】
Ｈｆ（ハフニウム）はＺｒの一部または全部に対する同一質量百分率の好適な代替元素である。しかし、余分な費用との関係でＨｆの使用は望ましいとは言えない。
【００２２】
遷移元素（“Ｍ”）：Ｃｏ，Ｆｅおよびその混合物からなる群から選ばれた約０．１％〜約１％の遷移元素が存在している。通常ＣｏとＦｅは互換性があるが、Ｆｅ元素は強度をわずかに（約４〜５ｋｓｉ）改善し、導電性をわずかに（ＩＡＣＳ約５〜６％）低下させる。もしもＣｏおよび（または）Ｆｅの含有量が高過ぎる場合には、鋳造の際粗大な第２相粒子が生じる。粗大析出物は、銅合金の表面品質とエッチング特性の両者に悪影響を与える。もしもＴｉまたはＣｒの量が不十分で、銅マトリックス固溶体中に“Ｍ”が残留している場合には、銅合金の導電性が低下する。もしもＣｏおよび（または）Ｆｅの含有量が低過ぎる場合には、銅合金は時効による析出硬化を受けないので、銅合金の対応する強度増加もない。好ましいＣｏおよび（または）Ｆｅの量は約０．２５％〜約０．６％、最も好ましい量は約０．３％〜約０．５％である。
【００２３】
出願人は、Ｃｏおよび（または）Ｆｅの一部または全部をＮｉと置換できると考える。しかしながら、Ｎｉの有用性が銅の導電性に対するＮｉの効果によって示唆されているものの、Ｎｉはあまり好ましくない。表１に示すように、Ｎｉは純銅中に固溶されている時には、ＣｏまたはＦｅとくらべてＣｕの導電性に対する効果が低い。ＩＡＣＳ１０２．６％から導電性が低下するということは、現在高純度銅において達成されている最高導電性値からの低下を意味する。
【００２４】
驚きに値することは、遷移金属が固溶体から析出する時には、Ｎｉは表２に示すように、ＣｏまたはＦｅよりも導電性に対する悪影響がより大きいことである。表２の合金は溶体化焼鈍段階、冷間圧延段階、公称導電性測定前の５００℃、２時間の時効段階の処理を受けた。これら銅合金は最大の導電性を測定する前に、５００℃、４８時間の加熱によって過時効処理された。
【００２５】
【表１】
【００２６】
【表２】
【００２７】
図１は、表２のＮｉ含有銅合金の倍率１０００倍の顕微鏡組織写真であり、図２は表２のＣｏ含有銅合金の倍率１０００倍の顕微鏡組織写真である。前記Ｎｉ含有銅合金には粗大な第２相析出物が存在している。前記Ｃｏ含有銅合金には粗大な第２相析出物が事実上存在しておらず、代りに微細粒子４の均一な分散が認められる。粗大析出物２は圧延または他の加工工程中において潜在的な割れ開始位置になるので避けなければならない。かくして、本発明の好ましい合金は約０．２５％未満のＮｉを含み、好ましくは約０．１５％未満、最も好ましくは０．１０％未満のＮｉを含む。
【００２８】
Ｎｂ，Ｖ（バナジウム）およびＭｎのような他の遷移元素を使用可能である。Ｍｎのような反応性の低い遷移金属はあまり好ましくない。固溶体中の残留ＭｎとＴｉは、導電性を許容できないレベルにまで低下させてしまう。ＮｂおよびＶはＴｉとは反応しないが、強度を増大させる単体分散相を与える。
【００２９】
Ｔｉ：Ｔｉ量は、約０．０５％〜約０．７％である。好ましい最大Ｔｉ量は約０．５％である。Ｔｉは“Ｍ”と結合して六方晶組織を有する第２相析出物を形成する。第２相は圧倒的にＣｏＴｉまたはＦｅＴｉの形態である。Ｔｉ格子点の一部はＺｒまたはＣｒ原子によって占められている。Ｃｏおよび（または）ＦｅとＴｉとの好ましい比率（質量％）は約１．２：１〜約７．０：１であり、より好ましい比率は約１．４：１〜約５．０：１、最も好ましい範囲は約１．５：１〜約３：１である。Ｃｏ、ＦｅおよびＴｉの含有量が好ましい比率より外れるに従い、その過剰分がＣｕマトリックス固溶体中に残留し、銅合金の導電性を低下させる。この効果がＣｏ／Ｔｉの比率と導電性を比較している図３において図式的に例示されている。導電性は約１．２：１の比率において劇的に低下するので、同比率はこの値を超えて維持されなければならない。
【００３０】
添加物
本発明の銅合金は、少量の他の元素を添加することにより特定の用途に適するよう調整された特性を有することができる。導電性または曲げ成形性のような望ましい特性を著しく損なうことなく所望の特性向上を達成する上で有効な量の添加が行われる。これらの他の元素の合計含有量は約５％未満、好ましくは約１％未満である。
【００３１】
鑞接性および鑞付着性を改善するためにＭｇを添加することができる。好ましいＭｇ量は約０．０５％〜約０．２％である。Ｍｇはまた銅合金の応力緩和特性をも改善することができる。
【００３２】
Ｓ（硫黄）、Ｓｅ、Ｔｅ、ＰｂまたはＢｉを添加することによって導電性を著しく減ずることなく機械加工性を高めることができる。機械加工性を高める添加物は、合金中に分離相を形成するが、導電性は低下させない。好ましい含有量は約０．０５％〜約３％である。
【００３３】
約０．００１％〜約０．１％の好適量の脱酸剤を添加することができる。適当な脱酸剤としては、Ｂ（ボロン）、Ｌｉ、Ｂｅ、Ｃａ、および個別またはミッシュ・メタルとしての希土金属が挙げられる。硼化物を形成するＢ（ボロン）は、合金強度を増大させる点でも有益である。
【００３４】
強度を増大させ、導電性を低下させるＡｌおよびＳｎを包含する添加物は、最高１％量まで添加することができる。
【００３５】
合金価格を下げるために、最高２０％までのＣｕをＺｎで置換えすることができる。希釈剤としてのＺｎは価格を下げるとともに、銅合金に黄色を与える。好ましいＺｎの含有量は約５％〜約１５％である。
【００３６】
本発明合金はいかなる適当なプロセスによっても形成することができる。図４〜図６には２つの好ましい方法が示されている。図４はブロック線図によって２つの好ましい方法に特有のプロセス段階を示している。図５は高強度および高導電性を有する合金を製造するための引き続く処理段階を例示している。図６は導電性の犠牲を最小限に抑えて、さらに高い強度を有する合金を製造するための代替処理段階をブロック線図によって示している。
【００３７】
図４を参照すると、銅合金は適当な方法で鋳造される（１０）。１つの例示的方法において、陰極銅が保護用の炭カバーの下でシリカ製るつぼを使用して溶解される。次に、所望量のＣｏおよび（または）Ｆｅが添加される。次にＴｉが溶湯に添加された後、ＣｒおよびＺｒが添加される。溶湯は次に鋼製モールド内に注入され、インゴットに鋳造される。
【００３８】
次に、インゴットは、圧延（１２）に先立って、一般的には温度約８５０℃〜１０５０℃で約３０分〜約２４時間加熱される。このことはまた少なくとも部分的に銅合金を均質化する。加熱は、好ましくは約２〜３時間、温度約９００℃〜９５０℃で行なわれる。
【００３９】
代替的に、インゴットは当該技術分野でストリップ鋳造として知られているように、薄肉スラブに直接鋳造される。スラブの厚さは約２．５ｍｍ〜約２５ｍｍ（０．１〜１インチ）である。次いで、鋳造ストリップは冷間圧延されるか、または鋳造後の再結晶・均質化焼鈍処理を受け、冷間圧延される。
【００４０】
均質化工程（１２）の後、インゴットは約５０％を超える縮減率（加工度）、好ましくは約７５％〜約９５％水準の縮減率で熱間圧延される（１４）。本明細書において、圧延による縮減（圧下）とは、特にことわらない限り横断面積の縮減（減少）すなわち減面率を意味する。熱間圧延による圧下（１４）は単一パスであってもよく、多段パスを要してもよい。最後の熱間圧延圧下（１４）の直後において、インゴットは、合金元素を固溶体に保持するべく典型的には室温へと水中焼入れ（１６）することで、時効温度よりも低い温度に迅速冷却される。本出願人方法において、具体的に述べられている各焼入れ段階が好ましいが、必要に応じて、各焼入れ段階は周知の他の迅速冷却手段で置換えてもよい。
【００４１】
焼入れ処理（１６）の後、２つの異なる順序で処理を行なうことで、わずかに異なる特性を有する銅合金が得られる。第１のプロセス（プロセス１と称する）が図５に示されている。得られる銅合金は高強度および高導電性を達成している。第２のプロセス（プロセス２と称する）は導電性の犠牲を最小限に抑えて、より高い強度を達成している。
【００４２】
図５はプロセス１を示している。銅合金は約２５％を超える減面率、好ましくは約６０％〜約９０％の減面率をもって冷間圧延される（１８）。冷間圧延段階（１８）は単一パスまたは多段パスであってもよいし、多段パスにおいて中間再結晶焼鈍段階を含んでもよく、含まなくてもよい。冷間圧延段階（１８）に次いで、銅合金は、約３０秒〜約２時間、温度約７５０℃〜約１０５０℃に加熱することによって溶体化される（２０）。好ましくは、溶体化（２０）は、約３０秒〜２分間、温度約９００℃〜約９２５℃で行なわれる。
【００４３】
銅合金は次に焼入れされ（２２）、最終寸法に冷間圧延される（２４）。冷間圧延（２４）は約２５％を超える減面率で行なわれ、好ましくは約６０％〜約９０％の範囲の減面率で行なわれる。冷間圧延（２４）は、単一パスまたは多段パスで行なうことができ、多段パスにおいて中間再結晶化焼鈍を伴なってもよく、伴なわなくてもよい。
【００４４】
銅合金が冷間圧延（２４）によって最終寸法に圧下された後、合金の強度は析出時効（２６）によって増大される。前記合金は約１５分〜約１６時間、温度約３５０℃〜約６００℃に加熱することによって時効処理される。好ましくは銅合金は約１時間〜約８時間、温度約４２５℃〜５２５℃に加熱される。強度、導電性および成形性の最適な組合せが要求される時にはプロセス１が利用される。
【００４５】
もしも、導電性がわずかに低下しても、より高い強度が必要とされる場合には、図６に例示されたプロセス２が利用される。焼入れ工程（１６）（図４）に次いで、銅合金は溶体化板厚に冷間圧延される（２８）。冷間圧延率は約２５％を超え、好ましくは約６０％〜約９０％の範囲にある。冷間圧延段階（２８）は単一パスであってもよく、中間再結晶焼鈍を伴なうか伴なわない多段パスであってもよい。
【００４６】
冷間圧延（２８）に引続き、銅合金は約１５秒〜約２時間、温度約７５０℃〜約１０５０℃に加熱することにより溶体化される。より好ましくは、溶体化温度は約９００℃〜約９２５℃であり、その保持時間は約３０秒〜約２分である。溶体化処理（３０）に引続き、銅合金は典型的には水中で、時効温度よりも低い温度に（例えば、焼入れ（３２）によって）急速冷却される。
【００４７】
次いで、銅合金は約２５％〜約５０％の減面率で冷間圧延される（３４）。この圧下は単一パスであってもよく、中間溶体化再結晶焼鈍を伴なうか伴なわない多段パスであってもよい。冷間圧延（３４）についで、銅合金は再結晶を防止するため十分に低い温度で時効硬化される（３６）。時効処理（３６）は好ましくは温度約３５０℃〜約６００℃で約１５分〜約８時間行なわれる。より好ましくは、非再結晶化析出硬化処理（３６）は温度約４５０℃〜約５００℃で約２時間〜約３時間行なわれる。
【００４８】
非再結晶化時効工程（３６）に引続いて、銅合金は約１５％〜約６０％の減面率をもって冷間圧延される（３８）。冷間圧延段階（３８）に引続いて、銅合金は任意選択的に約３０分〜約５時間、温度約３５０℃〜約６００℃で第２の非再結晶化析出硬化処理を受ける。好ましくは、この任意選択的第２の非再結晶化析出硬化焼鈍段階（４０）は約２〜４時間、温度約４５０℃〜約５００℃で行なわれる。第２の任意選択的非再結晶化析出硬化処理段階（４０）の正確な処理時間および温度は銅合金の導電性を最大にするよう選ばれる。
【００４９】
次に、銅合金は単一パスまたは多段パスで約３５％〜約６５％の減面率の冷間圧延（４２）により最終板厚に冷間圧延されるが、この際、中間亜再結晶焼鈍は行なってもよく、行なわなくてもよい。冷間圧延（４２）に引続いて、銅合金にはストランド焼鈍を行なうために、約１０秒〜約１０分にわたって、温度約３００℃〜約６００℃で安定化解放焼鈍（４４）が与えられる。ベル焼鈍の場合には、前記安定化応力除去焼鈍（４４）は約１５分〜約８時間、温度最高約４００℃において行なわれる。より好ましくは、ベル焼鈍は約１時間〜約２時間、温度約２５０℃〜約４００℃で行なわれる。もしもストランド焼鈍が行われた時には、安定化焼鈍（４４）に引続いて、銅合金が急冷される（４６）。一般的に言って、ベル焼鈍の場合にはその後の急冷は行なわれない。プロセス２は導電性の犠牲を最小限として、最大強度を有する合金を作り出す。
【００５０】
別のプロセス実施例においては、（図４の参照番号４８で示す）均質化焼鈍がプロセス１またはプロセス２に含まれる。均質化焼鈍（４８）は、冷間圧延段階（図５の１８または図６の２８で示す）の前または後において、熱間圧延段階（１４）と溶体化段階（図５の２０または図６の３０で示す）の間に挿入される。均質化焼鈍（４８）は約１５分〜約８時間、温度約３５０℃〜約７５０℃で行なわれる。好ましくは、均質化焼鈍（４８）は約６時間〜約８時間、温度約５５０℃〜約６５０℃で行なわれる。
【００５１】
一般的に、プロセス１によって作成される銅合金はコネクタおよびリードフレームの用途における如く、高強度、高導電性および成形性が必要とされる所で利用される。プロセス２は高強度およびすぐれた耐応力緩和特性が求められるも、導電性の僅かの損失は許容される用途において利用されるものであり、そのような用途の例を挙げると、自動車用のように上昇温度にさらされる電気コネクタであるとか、高強度のリードを必要とするリードフレームがある。プロセス１、プロセス２の両者とも、特に本発明の銅合金に適用可能なるも、銅合金Ｃ１８１００のようなＣｒおよびＺｒを含む全ての銅基合金に対しても有用性を有する。
【００５２】
本発明の銅合金に改良された曲げ成形性の能力を付与するための第３のプロセスが図７にブロック線図として示されている。このプロセスは、本発明合金の良方向および悪方向における最小曲げ半径を改良する。加えるに、この第３のプロセスはＣ１８１００のようなＣｕ−Ｃｒ−Ｚｒ合金のＭＢＲ（最小曲げ半径）を改良することが判った。
【００５３】
約０．００１％〜約２．０％のＣｒと、約０．００１％〜約２．０％のＺｒを含む銅合金が保護カバーとして炭を用い、シリカるつぼによって溶解する等の適当なプロセスでインゴットに鋳造される（５０）。次に、好ましくは、インゴットの表面が切削されて、表面の酸化物が除去される。
【００５４】
インゴットは次に約３０分〜約２４時間、温度約８５０℃〜約１０５０℃、好ましくは約８７５℃〜約９５０℃に加熱される。好ましくは、この上昇温度での保持時間は約１時間〜約４時間である。上昇温度での均熱化により銅合金は少なくとも部分的に均質化される。
【００５５】
次いで、銅合金は、約５０％を超える減面率で、好ましくは約７５％〜約９５％の減面率で熱間圧延される（５２）。熱間圧延（５２）は、単一パスで行なわれてもよく、多段パスで行なわれてもよい。好ましくは、ストリップは熱間圧延の終了後直ちに、例えば水中焼入れにより、室温に急冷される。次に、好ましくは、表面酸化物が例えばフライス加工等により除去される。
【００５６】
次に、銅合金ストリップは、約２５％を超える減面率で、好ましくは約３０％〜約９０％の減面率で冷間圧延される（５４）。
【００５７】
冷間圧延後、銅合金ストリップは第１の再結晶化焼鈍（５６）を受ける。第１の再結晶化焼鈍は任意の適当な再結晶温度において行なわれる。以下の試験例において示すように、第１の再結晶化焼鈍は、高温固溶化焼鈍（９２５℃）、低温固溶化焼鈍（８３０℃）および過時効再結晶化焼鈍（６５０℃）として有効である。一般的に、第１の再結晶化焼鈍（５６）は、約５００℃から銅合金の固相線温度までの温度において行なわれる。好ましくは、第１の再結晶化焼鈍（５６）は、温度約８００℃〜約９５０℃で行なわれる。第１の再結晶化焼鈍のための保持時間は約５秒〜約１６時間であり、好ましくはトリップ焼鈍の場合約３０秒〜約５分であり、ベル焼鈍の場合、約３０分〜約１０時間である。
【００５８】
第１の再結晶化焼鈍（５６）の後、銅合金ストリップはさらに約４０％〜約９０％、好ましくは約５０％〜約８０％の減面率で冷間圧延される（５８）。
【００５９】
次に、銅合金ストリップは、約６００℃から銅合金の固相線温度までの任意の有効温度で第２の再結晶化焼鈍（６０）を受ける。第２の再結晶化焼鈍温度は、第１の再結晶化焼鈍よりもさらに合金成分の影響を受け易くなる。何故ならば、同焼鈍段階は銅合金を有効に溶体化して、析出時効段階において所望の時効反応を行わせる必要があるからである。ＣｒおよびＺｒを含む銅合金の場合、好ましい第２の再結晶化温度は約８００℃〜約９５０℃である。銅合金の保持時間は、約５秒〜約６０分であり、好ましくは約３０秒〜約５分である。
【００６０】
任意選択的には、前記第１または第２の再結晶化焼鈍または両者において引続く水急冷を施してもよい。第２の再結晶化焼鈍段階（６０）の後に急冷段階を付与して、析出時効段階中における所望の時効反応を与えることが特に望ましい。第２の再結晶化焼鈍段階の後、冷間圧延（５８）および第２の再結晶化焼鈍をもう一回またはそれ以上の回数付加的に繰返してもよい。
【００６１】
次に、銅ストリップは、最終板厚に冷間圧延される（６２）。なお、この最終板厚はリードフレームストリップの場合、約０．１３ｍｍ（０．００５インチ）〜約０．３８ｍｍ（０．０５インチ）であり、コネクタの場合、最大２．５ｍｍ（０．１０インチ）である。
【００６２】
銅合金が冷間圧延（６２）によって最終板厚へと圧下された後、銅合金の強度が析出時効処理（６４）によって増大させられる。適正な時効処理条件は銅合金の組成、時効以前の冷間加工歴、溶体化処理、所望合金特性の組合せに依存する。銅合金は、温度約３５０℃〜約６００℃、約１５分〜約１６時間の加熱で時効処理される。好ましくは、銅合金は約１時間〜約８時間、温度約４２５℃〜約５２５℃に加熱される。
【００６３】
Ｃｕ−Ｃｒ−Ｚｒ合金において第２の再結晶化焼鈍を施すことの利点が、図８、図９の顕微鏡写真によって示されている。これらの顕微鏡写真はストリップの長手方向エッジに沿って見た横断面写真である。図８は、第１の再結晶化焼鈍の後において倍率１００倍で見た組織を示している。粗大な帯状領域６６がストリップ中を長手方向に走るストライエーションを形成している。粗大粒ストライエーションは、以降の処理段階中にも組織中に残留し、割れ形態の曲げ損傷またはストリップの激しいしわの原因になると考えられる。
【００６４】
図９は、第２の再結晶化焼鈍の後における同一ストリップを示している。結晶粒は、約２ミクロン〜約６０ミクロン、好ましくは約５ミクロン〜約１５ミクロンの平均粒径を有する微細な等軸晶である。
【００６５】
本発明の銅合金の利点は以下に示される試験例において明らかになるであろう。試験例は単に例示のためのものであり、本発明の範囲を限定するためのものではない。
【００６６】
試験例
本発明の銅合金の電気的および機械的特性が、リードフレームおよびコネクタ用として通常用いられている銅合金と比較された。表３は銅合金の組成を示している。アスタリスク（＊）が前に付されているＨ、ＩおよびＰ合金が本発明の銅合金であり、他の合金は、慣用銅合金であるか、または合金Ｇ、ＫおよびＬについては、Ｃｒの寄与、またはＴｉに対する「Ｍ」の比率の寄与を示すための好ましい組成変化を有する。
【００６７】
【表３】
【００６８】
合金Ａ〜Ｍおよび合金Ｐは前述の方法によって製造された。各合金の５．２ｋｇ（１０ポンド）インゴットが、保護カバーとして炭を用い、シリカのるつぼ内で陰極銅を溶解しながら、必要量のＣｏおよび（または）Ｆｅ添加物を投入し、次にＣｒおよびＴｉ添加物を添加した後、特定の合金に必要とされるＺｒおよびＭｇを添加することによって作成された。次に、各溶湯が鋼モールド内に注入され、溶湯が凝固すると厚さ４．４５ｃｍ（１．７５インチ）、長さおよび幅１０．１６ｃｍ（４インチ）を有するインゴットが作成された。合金ＮおよびＯは、Ｈ０８（ばね）質の市販銅合金である。合金Ｑは、ＨＲ０４硬質解放焼鈍質の市販ストリップである。
【００６９】
表４は、プロセス１によって処理された合金Ａ〜ＭおよびＲの電気的および機械的特性を示している。合金Ｈ、ＩおよびＪは基準となるＣｕ−Ｚｒ合金（合金Ｃ）のみならず、基準となるＣｕ−Ｃｒ−Ｚｒ合金（合金Ｂ）よりも高い強度を有している。驚きに値することは、Ｃｒ０．３０質量％を有する合金Ｈ、ＩおよびＪはこれらのほぼ３倍のＣｒを含む合金Ａとほぼ等しい降伏強度と引張り強度を有している。
【００７０】
導電性を増大するにあたってのＣｒの効果が合金Ｇおよび合金Ｉを比較することによって示されている。これらの合金の組成上の唯一の顕著な違いは、合金Ｉの場合０．２９％のＣｒが存在しているということである。合金Ｉの導電性、ＩＡＣＳ７２．０％は合金Ｇの導電性ＩＡＣＳ６５．１％よりも著しく高い。
【００７１】
Ｃｏおよび（または）ＦｅとＴｉとの質量比２：１の臨界性が、２：１の比率を有する合金Ｈ、Ｉと、約１：１の比率を有する合金Ｋ、Ｌとを比較することによって示されている。合金Ｈ、Ｉおよび合金Ｋ、Ｌの強度はほぼ等しいが、合金Ｋ、Ｌの導電性はＩＡＣＳ約２０％だけ低い。
【００７２】
【表４】
【００７３】
合金Ｄ，Ｒは、用途によってはＴｉを排除できることを示している。Ｃｕ−Ｃｒ−Ｚｒ−Ｃｏ合金は著しくより高いＣｒ含有率の合金と等しい強度を有しており、成形性、エッチングおよびメッキ特性はよりすぐれている。また、導電性もＴｉ含有合金よりも高いが、強度については劣っている。Ｃｒ、ＺｒおよびＣｏの組成範囲は、本発明の他の銅合金のそれと同一であると考えられる。
【００７４】
表５は、プロセス２で処理した時の合金Ａ〜Ｅ、合金Ｇ〜Ｊおよび合金Ｒの特性を示している。唯一の例外が合金Ｃであり、これは単一の時効焼鈍プロセスで処理された。合金Ｃは、切削を受けた熱間圧延板から板厚２．５４ｍｍ（０．１０インチ）に冷間圧延され（図１の１６）、３０秒間、９００℃で溶体化され、次に水急冷された。次に銅合金は５０％の減面率で冷間圧延され、７時間、４５０℃で時効処理され、次に５０％の減面率で最終板厚０．６４ｍｍ（０．０２５インチ）に冷間圧延された。合金Ｃは、３５０℃で約５分間、解放焼鈍された。
【００７５】
本発明合金Ｈ，Ｉ，Ｊは全てこれらの３倍のＣｒ含有量を有する市販銅合金Ｃ１８１（合金Ａ）を含む従来の銅合金よりも高い強度を有している。加えて、導電性の低下がほとんどなく著しい強度の増加が得られ、５．６〜８．４ｋｇ／ｍｍ2 （８〜１２ｋｓｉ）の降伏強度の増大が得られている。
【００７６】
プロセス２を本発明の合金に施すと、合金Ｃのような２元Ｃｕ−Ｚｒ合金にくらべ約２１ｋｇ／ｍｍ2 （３０ｋｓｉ）の降伏強度の改善が得られる。Ｃｒ添加の効果は銅合金Ｇ（０％Ｃｒ）の導電性を銅合金Ｉ（０．２９％Ｃｒ）のそれと比較することによって明白である。銅合金ＧはＩＡＣＳ５９．３％の導電性を有する一方、銅合金ＩはＩＡＣＳ７５．５％の導電性を有する。
【００７７】
【表５】
☆ 注１：ＭＢＲ／ｔ＝最小曲げ半径／板厚
☆ 注２：ＧＷ＝良方向、ＢＷ＝悪方向
【００７８】
【表６】
【００７９】
【表７】
☆ 注１：ＭＢＲ／ｔ＝最小曲げ半径／板厚
☆ 注２：ＧＷ＝良方向、ＢＷ＝悪方向
【００８０】
表６は、本発明に係る銅合金の応力緩和特性が２元Ｃｕ−Ｚｒ合金（合金Ｃ、Ｑ）または３元Ｃｕ−Ｚｒ−Ｃｒ合金（合金Ａ）のいづれよりもすぐれていることを示している。表６、第２欄の「プロセスの種類」は次のように定義される。
時効＝プロセス１による処理
２−ＩＰＡ＝プロセス２を施した後、プロセス内焼鈍を２回行なう処理
１−ＩＰＡ＝プロセス２を施すも、第２の析出硬化焼鈍（図３の４０）は省略し、さらに１回のプロセス内焼鈍を行なう処理
【００８１】
本発明合金が特に適している１つの用途は表７に示すように電子パッケージ用のリードフレームである。銅合金Ｎ，Ｏは、電子パッケージ用において通常用いられている銅合金を示す。合金Ｎは銅合金Ｃ１９７であり、合金Ｏは銅合金Ｃ１８０７０すなわち市販リードフレーム用合金である。本発明銅合金である合金Ｐは、慣用リードフレーム合金の導電性に等しい導電性を有している。合金Ｐの降伏強度は、合金Ｎ，Ｏのそれよりもかなり高い。合金Ｐの最小曲げ半径はより小さいが、耐応力緩和特性は著しく改良されている。
【００８２】
表８は、図７に示したプロセス３の利点を示している。表８は第２の再結晶化焼鈍が有利であることを示すばかりでなく、第１の再結晶化焼鈍の温度を著しい範囲で変化させ得るということをも示している。表８において示すような処理を受けた銅合金は、質量％で、Ｃｏ０．３６％、Ｃｒ０．３２％、Ｔｉ０．１６％、Ｚｒ０．１６％、残余としてのＣｕからなる組成を有していたが、降伏強度および導電性値は実質的に等しかった。
【００８３】
【表８】
☆ 注１：ＭＢＲ／ｔ＝最小曲げ半径／板厚
☆ 注２：ＧＷ＝良方向、ＢＷ＝悪方向
【００８４】
表９は、図７に例示したプロセス３を別のＣｕ−Ｃｒ−Ｚｒ合金Ｃ１８１００に適用した時の利点を示している。この合金の成分分析値は、質量％で、Ｃｒ０．７８％、Ｚｒ０．１５％、Ｍｇ０．０７５％、残部としてのＣｕであり、降伏強度および導電性の値はほぼ等しかった。
【００８５】
【表９】
【００８６】
本発明の合金は特に電気コネクタおよびリードフレームのような電気的および電子的用途に特に有用性を発揮するが、同合金は高強度および（または）良好な導電性が必要とされるいかなる用途にも用いることが可能である。そのような用途としては導電棒、線およびブスバーが挙げられる。他の用途としては溶接電極のように高い導電性と応力緩和に対する高い耐性を必要とする用途を挙げることができる。
【００８７】
本発明によれば、特に電気、電子用途に適している銅合金であって、高強度および高導電性を有し、これまで述べた目的、手段および利点を十分に満足することを特徴とする銅合金が提供されることは明白である。本発明はその特定の実施例および試験例との組合せにおいて記述されてきたが、前述の記載を吟味すれば当業者が多くの代替例、修正例および変更例を案出可能なることは明白であろう。したがって、全てのそのような代替例、修正例および変更例は特許請求の範囲の精神および広い視野内に含まれるものと理解されたい。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ｃｒ，ＺｒおよびＴｉを含有し、遷移金属添加物としてＮｉを含む銅基合金の顕微鏡写真。
【図２】Ｃｒ，ＺｒおよびＴｉを含有し、Ｃｏを遷移金属添加物として含む銅基合金の顕微鏡写真。
【図３】 ＣｏとＴｉの質量比が導電性に及ぼす効果を図式的に示した図。
【図４】本発明による、Ｃｒ，Ｚｒ，Ｃｏおよび（または）Ｆｅを含む銅合金の初期プロセスを示すブロック線図。
【図５】高強度、高導電性を有するよう前記銅合金をさらに処理するための第１の実施例を示すブロック線図。
【図６】導電性の損失を最小に抑えて、前記銅合金を極めて高い強度を有するようにさらに処理するための第２の実施例を示すブロック線図。
【図７】曲げ成形性を改善するために前記銅合金を処理するための第３の実施例を示すブロック線図。
【図８】第１の再結晶化焼鈍を行なった後における本発明の銅合金の顕微鏡写真。
【図９】第２の再結晶化焼鈍を行なった後における本発明の銅合金の顕微鏡写真。
【符号の説明】
１０ 鋳造段階
１２ 加熱段階
１４ 熱間圧延段階
１８，２８ 冷間圧延段階
２０，３０ 溶体化段階
２４，３４，３８ 冷間圧延段階
２６，３６ 析出時効段階
４４ 安定化段階
【産業上の利用分野】
本発明は高強度および高導電性を有する銅合金に係り、具体的に言えば、電気的および電子的用途において有用なＣｕ−Ｚｒ−Ｃｒ基合金が曲げ成形性改善のために処理される。曲げ成形性改善は、溶体化熱処理工程の上流側に２以上の再結晶化焼鈍工程を含ませることによって達成される。
【０００２】
【従来技術および発明が解決しようとする課題】
コネクタのような電気部品およびリードフレームのような電子部品は、Ｃｕの高導電性を利用するためＣｕ合金から製造される。Ｃ１０２００（最小でもＣｕの含有量が９９．９５％である無酸素銅）のような純銅は、ばね質（ｓｐｒｉｎｇ ｔｅｍｐｅｒ）降伏強度約３７ｋｇ／ｍｍ2 （５２ｋｓｉ）であり、これは部品が着脱に関連する各種の力を受ける用途においては弱過ぎる。銅の強度を増すために、広範囲の合金元素が銅に添加される。しかしながら、殆んどの場合、合金添加によって得られる降伏強度の上昇は、得られる導電性が低下するという結果によって効果が相殺される。
【０００３】
本明細書中では、Ｃ１０２００のような合金の記号表示は統一番号付与システムによっている。組成百分率は、特にことわらない限り、質量百分率（％）で表わす。
【０００４】
電気的および電子的用途の場合、Ｃｕには、Ｚｒ、およびＺｒとＣｒの混合物が添加される。例えば、銅合金Ｃ１５１００（公称成分：Ｚｒ０．０５〜０．１５％、残部としてのＣｕ）はＩＡＣＳ９５％の導電性を有する（ここで、ＩＡＣＳは国際焼鈍銅規格のことであり、純銅はＩＡＣＳ１００％の導電性があるものと定義されている）。Ｃ１５１００は、ばね質降伏強度４６ｋｇ／ｍｍ2 （６６ｋｓｉ）を超えない。Ｃｕ−Ｚｒ金属間相は、熱処理（析出硬化）後不連続な第２相として銅マトリクスから析出して合金強度を増大させる。しかしながら、Ｃ１５１００の降伏強度は、現行のより高強度が求められているコネクタおよび微小化された用途におけるリードフレームに用いるには未だ低過ぎるものである。
【０００５】
ＣｒとＺｒの混合物をＣｕに添加することでより高い強度が得られる。Ｃ１８１００（公称組成：Ｃｒ０．４％〜１．２％、Ｚｒ０．０８％〜０．２％、Ｍｇ０．０３％〜０．０６％、残部としてのＣｕ）は、４７〜５０ｋｇ／ｍｍ2 （６７〜７２ｋｓｉ）の降伏強度でＩＡＣＳ８０％の導電性を有する。Ｃ１８１００の導電性は許容できるものであるが、降伏強度は所望のものよりわずかに低い。またＣｕに対するＣｒの最大固溶度（Ｃｕ／Ｃｒ２元合金の場合約０．６５％）を超えるＣｒ量の場合、大きな第２相の分散が発生し、表面品質の悪化と、不均一な化学エッチング特性に帰着する。
【０００６】
半導体装置の寿命を延ばすために高い熱放散率を必要とするリードフレームおよび抵抗発熱が有害となる高電流を搬送する電気コネクタの場合、ＩＡＣＳ７０％を超える導電性と、約５６ｋｇ／ｍｍ2 （８０ｋｓｉ）を超える降伏強度を有することが望ましい。
【０００７】
銅合金は、室温および上昇（最高２００℃までの）使用温度の両温度において耐応力緩和特性が良好でなければならない。金属ストリップに外部応力が加えられると、反作用として大きさが等しく反対符号の内部応力が金属に生じる。もしも、金属が歪を受けた状態に保持されると、時間と温度の関数として内部応力が低下する。応力緩和と称されるこの現象は、微細塑性流動のために金属内の弾性歪が塑性歪すなわち永久歪に転換されるために発生する。Ｃｕ基電気コネクタは、しばしばばね接点部材に成形されることが多いが、同部材は長期間にわたって閾値を超える接触力を相手部材に作用させ、その力を保持しなければならない。応力緩和が生じると、接触力が閾値よりも低下し、回路が開くことになる。したがって、電気的および電子的用途に供される銅合金は、室温および高環境温度において高い耐応力緩和特性を有しなければならない。
【０００８】
最小曲げ半径（ＭＢＲ）は、金属ストリップについて、曲げ半径部外側に沿って「オレンジの皮むけ（ｏｒａｎｇｅ ｐｅｅｌｉｎｇ）」または破壊を生ずることなくどの程度きびしい曲げ成形を行い得るかを決定するものである。ＭＢＲ値は、外側リードが角度９０°折曲されて印刷回路盤内に挿入されるリードフレームにおける重要な特性である。コネクタもまた各種角度で曲げ成形される。曲げ成形性、すなわち金属ストリップの厚さを「ｔ」としてＭＢＲ／ｔで表わされる数値は失敗なしにマンドレルの周囲に金属ストリップを巻付けられる最小半径と金属の厚さとの比率である。
【数１】
曲げ軸線が金属ストリップの圧延方向と直角をなす「良方向」で曲げ成形される場合、ＭＢＲ／ｔ値約２．５未満が望ましい。また曲げ軸線が金属ストリップの圧延方向と平行をなす「悪方向」で曲げ成形される場合も、ＭＢＲ／ｔ値約２．５未満が望ましい。
【００１０】
要約すると、電気および電子用途に使用する望ましい銅合金は、次の特性の全てを組合せたものになるだろう。
（イ）導電性がＩＡＣＳ７０％を超えている。
（ロ）降伏強度が５６ｋｇ／ｍｍ2 （８０ｋｓｉ）を超えている。
（ハ）２００℃程度の温度で耐応力緩和特性を有する（応力緩和に対する抵抗）を有する。
（ニ）「良方向」および「悪方向」においてＭＢＲ／ｔ値２．５未満を有する。
【００１１】
前記銅合金は耐酸化性があり、均一にエッチングされる必要がある。均一エッチング特性はエッチングされるリードフレームに鋭く、平滑な垂直リード壁を与える。予備洗浄中において均一なエッチング部が得られることはまた電解または無電解法による良好な被覆を促進する。
【００１２】
アクツ氏他の米国特許第４８７２０４８号はリードフレーム用銅合金を開示している。この特許が開示している銅合金はＣｒ：０．０５〜１％、Ｚｒ：０．００５〜０．３％、およびＬｉ：０．００１〜０．０５％またはＣ：５〜６０ｐｐｍのいづれかを含んでいる。最高約２％までの他の各種添加物が存在していてもよい。２つの合金例が示されており、そのうちの１つである合金２１は、Ｃｒ：０．９８％、Ｚｒ：０．０４９％、Ｌｉ：０．０２６％、Ｎｉ：０．４１％、Ｓｎ：０．４８％、Ｔｉ：０．６３％、Ｓｉ：０．０３％、Ｐ：０．１３％、Ｃｕ：残部なる組成であり、引張り強さ８０ｋｇ／ｍｍ2 （１１４ｋｓｉ）、およびＩＡＣＳ６９％の導電性を有する。他の合金７５は、Ｃｒ：０．７５％、Ｚｒ：０．０１９％、Ｃ：３０ｐｐｍ、Ｃｏ：０．１９％、Ｓｎ：０．２２％、Ｔｉ：０．６９％、Ｎｂ：０．１３％、Ｃｕ：残部なる組成であり、引張り強さ７３ｋｇ／ｍｍ2 （１０４ｋｓｉ）、およびＩＡＣＳ６３％の導電性を有する。
【００１３】
ゴズダルストフェニ・メタロフ氏の英国特許第１３５３４３０号明細書はＳｎおよびＴｉを含むＣｕ−Ｃｒ−Ｚｒ合金を開示している。合金１は、Ｃｒ：０．５％、Ｔｉ：０．１３％、Ｓｎ：０．２５％、Ｚｒ：０．１２％、残部：Ｃｕなる組成を有し、引張り強さ６２〜６７ｋｇ／ｍｍ2 （８８〜９５ｋｓｉ）、およびＩＡＣＳ７２％の導電性を有する。
オリン コーポレーションの英国特許第１５４９１０７号明細書は、Ｎｂを含むＣｕ−Ｃｒ−Ｚｒ合金を開示している。Ｃｒ：０．５５％、Ｚｒ：０．１５％、Ｎｂ：０．２５％、Ｃｕ：残部なる組成の合金は、処理方法に応じて、降伏応力５１〜６４ｋｇ／ｍｍ2 （７３〜９２ｋｓｉ）、およびＩＡＣＳ７１〜８３％の導電性を有し得る。
【００１４】
【課題を解決するための手段】
叙上の要求条件を満足する銅合金に対する業界での需要が存在することは明らかである。したがって、本発明の１つの目的は、そのような銅合金を提供することである。本発明の１つの特徴によれば、該銅合金が特定の含有率のＣｏおよびＴｉ、ＦｅおよびＴｉ、またはＣｏ、ＦｅおよびＴｉを含むＣｕ−Ｃｒ−Ｚｒ合金である。本発明の他の特徴は、Ｔｉに対するＣｏ、Ｔｉに対するＦｅ、またはＴｉに対する「Ｃｏ＋Ｆｅ」の質量比を制御することによって高導電性を付与する一方、当該銅合金の強度を保持することである。
本発明の第一の観点によれば、以下に示す、高強度および高導電性を有する銅合金の製造方法が提供される。
ａ）０．１質量％〜２．０質量％のＣｒと、０．０５質量％〜２．０質量％のＺｒと、残部のＣｕとから成る時効硬化可能な銅合金を鋳造する段階（５０）と、
ｂ）前記銅合金を、少なくとも部分的に均質化するために加熱する段階と、
ｃ）前記銅合金を、５０％を超える減面率まで熱間圧延する段階（５２）と、
ｄ）前記銅合金を、２５％を超える減面率まで冷間圧延する段階（５４）と、
ｅ）前記銅合金を、第１回目として再結晶化する段階（５６）と、
ｆ）前記銅合金を、４０％〜９０％の横断面積減縮率まで冷間圧延する段階（５８）と、
ｇ）９２５℃を超える温度で、前記銅合金を第２回目として再結晶化する段階（６０）と、
ｈ）前記銅合金を最終板厚まで冷間圧延する段階（６２）と、
ｉ）前記銅合金を析出時効させる段階（６４）とを含むことを特徴とする銅合金の製造方法。
前記製造方法は、以下の態様で実行可能である。
前記段階ｅ（５６）における再結晶化温度が、５００℃と前記銅合金の固相線温度との間にあり、前記段階ｇ（６０）における再結晶化温度が、９２５℃を超える温度と前記銅合金の固相線温度との間にあり、保持時間が、個別に５秒〜１６時間であることを特徴とする請求項１に記載された銅合金の製造方法。
本発明の第二の観点によれば、以下に示す、高強度および高導電性を有する銅合金の製造方法がさらに提供される。
（１）高強度および高導電性を有する銅合金の製造方法であって、
ａ）０．４質量％〜１．２質量％のＣｒ、０．０８質量％〜０．２質量％のＺｒ、０．０３質量％〜０．０６質量％のＭｇおよび残部のＣｕから成る時効硬化可能な銅合金を鋳造する段階（５０）と、
ｂ）前記銅合金を、少なくとも部分的に均質化するために加熱する段階と、
ｃ）前記銅合金を、５０％を超える減面率まで熱間圧延する段階（５２）と、
ｄ）前記銅合金を、２５％を超える減面率まで冷間圧延する段階（５４）と、
ｅ）前記銅合金を、５００℃と前記銅合金の固相線温度との間の温度で５秒〜１６時間、第１回目として再結晶化する段階（５６）と、
ｆ）前記銅合金を、４０％〜９０％の横断面積減縮率まで冷間圧延する段階（５８）と、
ｇ）９２５℃を超える温度と前記銅合金の固相線温度との間の温度で５秒〜１６時間、前記銅合金を第２回目として再結晶化する段階（６０）と、
ｈ）前記銅合金を最終板厚まで冷間圧延する段階（６２）と、
ｉ）前記銅合金を析出時効させる段階（６４）とを含むことを特徴とする銅合金の製造方法。
（２）高強度および高導電性を有する銅合金の製造方法であって、
ａ）０．１質量％〜１．０質量％のＣｒ、０．０５質量％〜０．４０質量％のＺｒ、０．１質量％〜１．０質量％の「Ｍ」（「Ｍ」は、Ｃｏ，Ｆｅ，Ｎｉおよびそれらの混合物からなる群から選ばれ、最大Ｎｉ量が０．２５質量％である）、０．０５質量％〜０．７質量％のＴｉおよび残部のＣｕから成り、「Ｍ」とＴｉの質量比Ｍ：Ｔｉが１．２：１〜７．０：１である時効硬化可能な銅合金を鋳造する段階（５０）と、
ｂ）前記銅合金を、少なくとも部分的に均質化するために加熱する段階と、
ｃ）前記銅合金を、５０％を超える減面率まで熱間圧延する段階（５２）と、
ｄ）前記銅合金を、２５％を超える減面率まで冷間圧延する段階（５４）と、
ｅ）前記銅合金を、５００℃と前記銅合金の固相線温度との間の温度で５秒〜１６時間、第１回目として再結晶化する段階（５６）と、
ｆ）前記銅合金を、４０％〜９０％の横断面積減縮率まで冷間圧延する段階（５８）と、
ｇ）９２５℃を超える温度と前記銅合金の固相線温度との間の温度で５秒〜１６時間、前記銅合金を第２回目として再結晶化する段階（６０）と、
ｈ）前記銅合金を最終板厚まで冷間圧延する段階（６２）と、
ｉ）前記銅合金を析出時効させる段階（６４）とを含むことを特徴とする銅合金の製造方法。
本発明方法によって、以下に示す、高強度かつ高導電性の銅合金が提供される。
０．１質量％〜２．０質量％のＣｒと、０．０５質量％〜２．０質量％のＺｒとを含み、横断面を長手方向の縁に沿って眺めると等軸結晶粒を有する、高強度かつ高導電性の銅合金。
前記銅合金の好適形態は、以下のとおりである。
（１）平均結晶粒寸法が５ミクロン〜１５ミクロンであることを特徴とする前記銅合金。
（２）０．４質量％〜１．２質量％のＣｒと、０．０８質量％〜０．２質量％のＺｒと、０．０３質量％〜０．０６質量％のＭｇと、残部としてのＣｕとから成ることを特徴とする前記項目（１）に記載された銅合金。
（３）０．１〜１．０質量％のＣｒと、０．０５質量％〜０．４０質量％のＺｒと、０．１〜１．０質量％の「Ｍ」（「Ｍ」は、Ｃｏ，Ｆｅ，Ｎｉおよびその混合物からなる群から選ばれ、最大Ｎｉ量が約０．２５質量％である）と、０．０５質量％〜０．７質量％のＴｉ（「Ｍ」とＴｉの質量比Ｍ：Ｔｉが１．２：１〜７．０：１である）とから成ることを特徴とする前記項目（１）に記載された銅合金。
（４）前記銅合金が良方向および悪方向の両方向において１．８より小さいＭＢＲ／ｔ（最小曲げ半径／板厚）値を有することを特徴とする前記項目（１）に記載された銅合金。
（５）前記銅合金が良方向および悪方向の両方向において１．８より小さいＭＢＲ／ｔ値を有することを特徴とする前記項目（３）に記載された銅合金。
【００１５】
本発明の１つの利点は、特許請求の範囲に記載された銅合金が約５６ｋｇ／ｍｍ2 （７９ｋｓｉ）を超える降伏強度を有しており、多段階のプロセス内時効焼鈍を加えることによって、降伏強度を約６２ｋｇ／ｍｍ2 （８９ｋｓｉ）を超えて増大させ得ることである。本発明の他の利点は、特許請求の範囲に記載された銅合金の導電性がＩＡＣＳ７３％を超え、実施例の幾つかにおいてはＩＡＣＳ７７％を超えることである。本発明のさらに他の利点は、銅合金がすぐれた耐応力緩和特性を示し、温度１５０℃に３０００時間暴露した後に９５％を超える応力が残留していることである。本発明のさらなる利点によれば、処理実施例の幾つかによれば、特許請求に記載された銅合金のＭＢＲ／ｔ値が良方向で約１．７、悪方向で約１．５である。
【００１６】
かくして、事実上有効組成量が質量百分率で、Ｃｒ：最高０．５％、Ｚｒ：約０．０５〜約０．２５％、Ｍ：約０．１〜約１％（ただし、ＭはＣｏ、Ｆｅおよびそれらの混合物から成る群から選ばれる）、Ｔｉ：約０．０５〜約０．５％、および残部としてのＣｕから成る銅合金が提供される。
【００１７】
次に、本発明について図面を引用してより詳細な説明を行なう。
本発明の銅合金は、Ｃｒ，Ｚｒ，Ｃｏおよび（または）Ｆｅ、およびＴｉを含む。Ｃｒは、析出硬化によって強度を増大する上で有効な量から約０．８％までの量が存在する。Ｚｒ量は、約０．０５〜約０．４０％である（＊注：本明細書において、「および（または）」は、英語の and/or （および／または）と同義である）。Ｃｏ量は、約０．１〜約１％である。Ｃｏの一部または全部を等質量百分率のＦｅまたは別の遷移元素と置換えてもよい。Ｔｉ量は、約０．０５〜約０．７％である。銅合金の残部はＣｕである。
【００１８】
Ｃｒ：Ｃｒは、析出硬化（時効）によって銅合金の強度を増加させる上で有効な量から約１．０％までの量が銅合金中に存在する。好ましくは、最大Ｃｒ量は約０．５％である。銅合金中のＣｒが最大固溶限界に近づくと、粗大な第２相析出物が出現する。この粗大析出物は銅合金の表面品質およびエッチングおよびメッキ特性に悪影響を及ぼし、銅合金の強度を増大させることはない。
【００１９】
また、銅合金中に存在するＣｏ，ＦｅおよびＴｉは結合してＣｏ−ＸまたはＦｅ−Ｘを含む各種析出物を作る。ここで、Ｘは圧倒的にＴｉであるが、多少のＣｒとＺｒを含む。以下に議論するように、Ｔｉ格子点の一部は、通常ＺｒまたはＣｒによって占められている。もしも過剰なＦｅ，ＣｏまたはＴｉが、銅マトリックス中で反応せずに固溶している場合には導電性が低下する。Ｃｒは、付加的Ｔｉと結合して、この導電性の低下を減らす。好適Ｃｒ量は約０．１〜約０．４％であり、最も好適なＣｒ量は約０．２５〜約０．３５％である。
【００２０】
Ｚｒ：Ｚｒ量は、約０．０５％〜約０．４０％である。好ましい最大Ｚｒ量は約０．２５％である。もしもＺｒ量が低過ぎると、銅合金の耐応力緩和特性が劣る。もしもＺｒ量が高過ぎる場合には、粗大粒が形成され、強度増加なしに銅合金の表面品質およびエッチング特性に悪影響を与える。好ましいＺｒ量は約０．１％〜約０．２％である。
【００２１】
Ｈｆ（ハフニウム）はＺｒの一部または全部に対する同一質量百分率の好適な代替元素である。しかし、余分な費用との関係でＨｆの使用は望ましいとは言えない。
【００２２】
遷移元素（“Ｍ”）：Ｃｏ，Ｆｅおよびその混合物からなる群から選ばれた約０．１％〜約１％の遷移元素が存在している。通常ＣｏとＦｅは互換性があるが、Ｆｅ元素は強度をわずかに（約４〜５ｋｓｉ）改善し、導電性をわずかに（ＩＡＣＳ約５〜６％）低下させる。もしもＣｏおよび（または）Ｆｅの含有量が高過ぎる場合には、鋳造の際粗大な第２相粒子が生じる。粗大析出物は、銅合金の表面品質とエッチング特性の両者に悪影響を与える。もしもＴｉまたはＣｒの量が不十分で、銅マトリックス固溶体中に“Ｍ”が残留している場合には、銅合金の導電性が低下する。もしもＣｏおよび（または）Ｆｅの含有量が低過ぎる場合には、銅合金は時効による析出硬化を受けないので、銅合金の対応する強度増加もない。好ましいＣｏおよび（または）Ｆｅの量は約０．２５％〜約０．６％、最も好ましい量は約０．３％〜約０．５％である。
【００２３】
出願人は、Ｃｏおよび（または）Ｆｅの一部または全部をＮｉと置換できると考える。しかしながら、Ｎｉの有用性が銅の導電性に対するＮｉの効果によって示唆されているものの、Ｎｉはあまり好ましくない。表１に示すように、Ｎｉは純銅中に固溶されている時には、ＣｏまたはＦｅとくらべてＣｕの導電性に対する効果が低い。ＩＡＣＳ１０２．６％から導電性が低下するということは、現在高純度銅において達成されている最高導電性値からの低下を意味する。
【００２４】
驚きに値することは、遷移金属が固溶体から析出する時には、Ｎｉは表２に示すように、ＣｏまたはＦｅよりも導電性に対する悪影響がより大きいことである。表２の合金は溶体化焼鈍段階、冷間圧延段階、公称導電性測定前の５００℃、２時間の時効段階の処理を受けた。これら銅合金は最大の導電性を測定する前に、５００℃、４８時間の加熱によって過時効処理された。
【００２５】
【表１】
【表２】
図１は、表２のＮｉ含有銅合金の倍率１０００倍の顕微鏡組織写真であり、図２は表２のＣｏ含有銅合金の倍率１０００倍の顕微鏡組織写真である。前記Ｎｉ含有銅合金には粗大な第２相析出物が存在している。前記Ｃｏ含有銅合金には粗大な第２相析出物が事実上存在しておらず、代りに微細粒子４の均一な分散が認められる。粗大析出物２は圧延または他の加工工程中において潜在的な割れ開始位置になるので避けなければならない。かくして、本発明の好ましい合金は約０．２５％未満のＮｉを含み、好ましくは約０．１５％未満、最も好ましくは０．１０％未満のＮｉを含む。
【００２８】
Ｎｂ，Ｖ（バナジウム）およびＭｎのような他の遷移元素を使用可能である。Ｍｎのような反応性の低い遷移金属はあまり好ましくない。固溶体中の残留ＭｎとＴｉは、導電性を許容できないレベルにまで低下させてしまう。ＮｂおよびＶはＴｉとは反応しないが、強度を増大させる単体分散相を与える。
【００２９】
Ｔｉ：Ｔｉ量は、約０．０５％〜約０．７％である。好ましい最大Ｔｉ量は約０．５％である。Ｔｉは“Ｍ”と結合して六方晶組織を有する第２相析出物を形成する。第２相は圧倒的にＣｏＴｉまたはＦｅＴｉの形態である。Ｔｉ格子点の一部はＺｒまたはＣｒ原子によって占められている。Ｃｏおよび（または）ＦｅとＴｉとの好ましい比率（質量％）は約１．２：１〜約７．０：１であり、より好ましい比率は約１．４：１〜約５．０：１、最も好ましい範囲は約１．５：１〜約３：１である。Ｃｏ、ＦｅおよびＴｉの含有量が好ましい比率より外れるに従い、その過剰分がＣｕマトリックス固溶体中に残留し、銅合金の導電性を低下させる。この効果がＣｏ／Ｔｉの比率と導電性を比較している図３において図式的に例示されている。導電性は約１．２：１の比率において劇的に低下するので、同比率はこの値を超えて維持されなければならない。
【００３０】
添加物
本発明の銅合金は、少量の他の元素を添加することにより特定の用途に適するよう調整された特性を有することができる。導電性または曲げ成形性のような望ましい特性を著しく損なうことなく所望の特性向上を達成する上で有効な量の添加が行われる。これらの他の元素の合計含有量は約５％未満、好ましくは約１％未満である。
【００３１】
鑞接性および鑞付着性を改善するためにＭｇを添加することができる。好ましいＭｇ量は約０．０５％〜約０．２％である。Ｍｇはまた銅合金の応力緩和特性をも改善することができる。
【００３２】
Ｓ（硫黄）、Ｓｅ、Ｔｅ、ＰｂまたはＢｉを添加することによって導電性を著しく減ずることなく機械加工性を高めることができる。機械加工性を高める添加物は、合金中に分離相を形成するが、導電性は低下させない。好ましい含有量は約０．０５％〜約３％である。
【００３３】
約０．００１％〜約０．１％の好適量の脱酸剤を添加することができる。適当な脱酸剤としては、Ｂ（ボロン）、Ｌｉ、Ｂｅ、Ｃａ、および個別またはミッシュ・メタルとしての希土金属が挙げられる。硼化物を形成するＢ（ボロン）は、合金強度を増大させる点でも有益である。
【００３４】
強度を増大させ、導電性を低下させるＡｌおよびＳｎを包含する添加物は、最高１％量まで添加することができる。
【００３５】
合金価格を下げるために、最高２０％までのＣｕをＺｎで置換えすることができる。希釈剤としてのＺｎは価格を下げるとともに、銅合金に黄色を与える。好ましいＺｎの含有量は約５％〜約１５％である。
【００３６】
本発明合金はいかなる適当なプロセスによっても形成することができる。図４〜図６には２つの好ましい方法が示されている。図４はブロック線図によって２つの好ましい方法に特有のプロセス段階を示している。図５は高強度および高導電性を有する合金を製造するための引き続く処理段階を例示している。図６は導電性の犠牲を最小限に抑えて、さらに高い強度を有する合金を製造するための代替処理段階をブロック線図によって示している。
【００３７】
図４を参照すると、銅合金は適当な方法で鋳造される（１０）。１つの例示的方法において、陰極銅が保護用の炭カバーの下でシリカ製るつぼを使用して溶解される。次に、所望量のＣｏおよび（または）Ｆｅが添加される。次にＴｉが溶湯に添加された後、ＣｒおよびＺｒが添加される。溶湯は次に鋼製モールド内に注入され、インゴットに鋳造される。
【００３８】
次に、インゴットは、圧延（１２）に先立って、一般的には温度約８５０℃〜１０５０℃で約３０分〜約２４時間加熱される。このことはまた少なくとも部分的に銅合金を均質化する。加熱は、好ましくは約２〜３時間、温度約９００℃〜９５０℃で行なわれる。
【００３９】
代替的に、インゴットは当該技術分野でストリップ鋳造として知られているように、薄肉スラブに直接鋳造される。スラブの厚さは約２．５ｍｍ〜約２５ｍｍ（０．１〜１インチ）である。次いで、鋳造ストリップは冷間圧延されるか、または鋳造後の再結晶・均質化焼鈍処理を受け、冷間圧延される。
【００４０】
均質化工程（１２）の後、インゴットは約５０％を超える縮減率（加工度）、好ましくは約７５％〜約９５％水準の縮減率で熱間圧延される（１４）。本明細書において、圧延による縮減（圧下）とは、特にことわらない限り横断面積の縮減（減少）すなわち減面率を意味する。熱間圧延による圧下（１４）は単一パスであってもよく、多段パスを要してもよい。最後の熱間圧延圧下（１４）の直後において、インゴットは、合金元素を固溶体に保持するべく典型的には室温へと水中焼入れ（１６）することで、時効温度よりも低い温度に迅速冷却される。本出願人方法において、具体的に述べられている各焼入れ段階が好ましいが、必要に応じて、各焼入れ段階は周知の他の迅速冷却手段で置換えてもよい。
【００４１】
焼入れ処理（１６）の後、２つの異なる順序で処理を行なうことで、わずかに異なる特性を有する銅合金が得られる。第１のプロセス（プロセス１と称する）が図５に示されている。得られる銅合金は高強度および高導電性を達成している。第２のプロセス（プロセス２と称する）は導電性の犠牲を最小限に抑えて、より高い強度を達成している。
【００４２】
図５はプロセス１を示している。銅合金は約２５％を超える減面率、好ましくは約６０％〜約９０％の減面率をもって冷間圧延される（１８）。冷間圧延段階（１８）は単一パスまたは多段パスであってもよいし、多段パスにおいて中間再結晶焼鈍段階を含んでもよく、含まなくてもよい。冷間圧延段階（１８）に次いで、銅合金は、約３０秒〜約２時間、温度約７５０℃〜約１０５０℃に加熱することによって溶体化される（２０）。好ましくは、溶体化（２０）は、約３０秒〜２分間、温度約９００℃〜約９２５℃で行なわれる。
【００４３】
銅合金は次に焼入れされ（２２）、最終寸法に冷間圧延される（２４）。冷間圧延（２４）は約２５％を超える減面率で行なわれ、好ましくは約６０％〜約９０％の範囲の減面率で行なわれる。冷間圧延（２４）は、単一パスまたは多段パスで行なうことができ、多段パスにおいて中間再結晶化焼鈍を伴なってもよく、伴なわなくてもよい。
【００４４】
銅合金が冷間圧延（２４）によって最終寸法に圧下された後、合金の強度は析出時効（２６）によって増大される。前記合金は約１５分〜約１６時間、温度約３５０℃〜約６００℃に加熱することによって時効処理される。好ましくは銅合金は約１時間〜約８時間、温度約４２５℃〜５２５℃に加熱される。強度、導電性および成形性の最適な組合せが要求される時にはプロセス１が利用される。
【００４５】
もしも、導電性がわずかに低下しても、より高い強度が必要とされる場合には、図６に例示されたプロセス２が利用される。焼入れ工程（１６）（図４）に次いで、銅合金は溶体化板厚に冷間圧延される（２８）。冷間圧延率は約２５％を超え、好ましくは約６０％〜約９０％の範囲にある。冷間圧延段階（２８）は単一パスであってもよく、中間再結晶焼鈍を伴なうか伴なわない多段パスであってもよい。
【００４６】
冷間圧延（２８）に引続き、銅合金は約１５秒〜約２時間、温度約７５０℃〜約１０５０℃に加熱することにより溶体化される。より好ましくは、溶体化温度は約９００℃〜約９２５℃であり、その保持時間は約３０秒〜約２分である。溶体化処理（３０）に引続き、銅合金は典型的には水中で、時効温度よりも低い温度に（例えば、焼入れ（３２）によって）急速冷却される。
【００４７】
次いで、銅合金は約２５％〜約５０％の減面率で冷間圧延される（３４）。この圧下は単一パスであってもよく、中間溶体化再結晶焼鈍を伴なうか伴なわない多段パスであってもよい。冷間圧延（３４）についで、銅合金は再結晶を防止するため十分に低い温度で時効硬化される（３６）。時効処理（３６）は好ましくは温度約３５０℃〜約６００℃で約１５分〜約８時間行なわれる。より好ましくは、非再結晶化析出硬化処理（３６）は温度約４５０℃〜約５００℃で約２時間〜約３時間行なわれる。
【００４８】
非再結晶化時効工程（３６）に引続いて、銅合金は約１５％〜約６０％の減面率をもって冷間圧延される（３８）。冷間圧延段階（３８）に引続いて、銅合金は任意選択的に約３０分〜約５時間、温度約３５０℃〜約６００℃で第２の非再結晶化析出硬化処理を受ける。好ましくは、この任意選択的第２の非再結晶化析出硬化焼鈍段階（４０）は約２〜４時間、温度約４５０℃〜約５００℃で行なわれる。第２の任意選択的非再結晶化析出硬化処理段階（４０）の正確な処理時間および温度は銅合金の導電性を最大にするよう選ばれる。
【００４９】
次に、銅合金は単一パスまたは多段パスで約３５％〜約６５％の減面率の冷間圧延（４２）により最終板厚に冷間圧延されるが、この際、中間亜再結晶焼鈍は行なってもよく、行なわなくてもよい。冷間圧延（４２）に引続いて、銅合金にはストランド焼鈍を行なうために、約１０秒〜約１０分にわたって、温度約３００℃〜約６００℃で安定化解放焼鈍（４４）が与えられる。ベル焼鈍の場合には、前記安定化応力除去焼鈍（４４）は約１５分〜約８時間、温度最高約４００℃において行なわれる。より好ましくは、ベル焼鈍は約１時間〜約２時間、温度約２５０℃〜約４００℃で行なわれる。もしもストランド焼鈍が行われた時には、安定化焼鈍（４４）に引続いて、銅合金が急冷される（４６）。一般的に言って、ベル焼鈍の場合にはその後の急冷は行なわれない。プロセス２は導電性の犠牲を最小限として、最大強度を有する合金を作り出す。
【００５０】
別のプロセス実施例においては、（図４の参照番号４８で示す）均質化焼鈍がプロセス１またはプロセス２に含まれる。均質化焼鈍（４８）は、冷間圧延段階（図５の１８または図６の２８で示す）の前または後において、熱間圧延段階（１４）と溶体化段階（図５の２０または図６の３０で示す）の間に挿入される。均質化焼鈍（４８）は約１５分〜約８時間、温度約３５０℃〜約７５０℃で行なわれる。好ましくは、均質化焼鈍（４８）は約６時間〜約８時間、温度約５５０℃〜約６５０℃で行なわれる。
【００５１】
一般的に、プロセス１によって作成される銅合金はコネクタおよびリードフレームの用途における如く、高強度、高導電性および成形性が必要とされる所で利用される。プロセス２は高強度およびすぐれた耐応力緩和特性が求められるも、導電性の僅かの損失は許容される用途において利用されるものであり、そのような用途の例を挙げると、自動車用のように上昇温度にさらされる電気コネクタであるとか、高強度のリードを必要とするリードフレームがある。プロセス１、プロセス２の両者とも、特に本発明の銅合金に適用可能なるも、銅合金Ｃ１８１００のようなＣｒおよびＺｒを含む全ての銅基合金に対しても有用性を有する。
【００５２】
本発明の銅合金に改良された曲げ成形性の能力を付与するための第３のプロセスが図７にブロック線図として示されている。このプロセスは、本発明合金の良方向および悪方向における最小曲げ半径を改良する。加えるに、この第３のプロセスはＣ１８１００のようなＣｕ−Ｃｒ−Ｚｒ合金のＭＢＲ（最小曲げ半径）を改良することが判った。
【００５３】
約０．００１％〜約２．０％のＣｒと、約０．００１％〜約２．０％のＺｒを含む銅合金が保護カバーとして炭を用い、シリカるつぼによって溶解する等の適当なプロセスでインゴットに鋳造される（５０）。次に、好ましくは、インゴットの表面が切削されて、表面の酸化物が除去される。
【００５４】
インゴットは次に約３０分〜約２４時間、温度約８５０℃〜約１０５０℃、好ましくは約８７５℃〜約９５０℃に加熱される。好ましくは、この上昇温度での保持時間は約１時間〜約４時間である。上昇温度での均熱化により銅合金は少なくとも部分的に均質化される。
【００５５】
次いで、銅合金は、約５０％を超える減面率で、好ましくは約７５％〜約９５％の減面率で熱間圧延される（５２）。熱間圧延（５２）は、単一パスで行なわれてもよく、多段パスで行なわれてもよい。好ましくは、ストリップは熱間圧延の終了後直ちに、例えば水中焼入れにより、室温に急冷される。次に、好ましくは、表面酸化物が例えばフライス加工等により除去される。
【００５６】
次に、銅合金ストリップは、約２５％を超える減面率で、好ましくは約３０％〜約９０％の減面率で冷間圧延される（５４）。
【００５７】
冷間圧延後、銅合金ストリップは第１の再結晶化焼鈍（５６）を受ける。第１の再結晶化焼鈍は任意の適当な再結晶温度において行なわれる。以下の試験例において示すように、第１の再結晶化焼鈍は、高温固溶化焼鈍（９２５℃）、低温固溶化焼鈍（８３０℃）および過時効再結晶化焼鈍（６５０℃）として有効である。一般的に、第１の再結晶化焼鈍（５６）は、約５００℃から銅合金の固相線温度までの温度において行なわれる。好ましくは、第１の再結晶化焼鈍（５６）は、温度約８００℃〜約９５０℃で行なわれる。第１の再結晶化焼鈍のための保持時間は約５秒〜約１６時間であり、好ましくはトリップ焼鈍の場合約３０秒〜約５分であり、ベル焼鈍の場合、約３０分〜約１０時間である。
【００５８】
第１の再結晶化焼鈍（５６）の後、銅合金ストリップはさらに約４０％〜約９０％、好ましくは約５０％〜約８０％の減面率で冷間圧延される（５８）。
【００５９】
次に、銅合金ストリップは、約６００℃から銅合金の固相線温度までの任意の有効温度で第２の再結晶化焼鈍（６０）を受ける。第２の再結晶化焼鈍温度は、第１の再結晶化焼鈍よりもさらに合金成分の影響を受け易くなる。何故ならば、同焼鈍段階は銅合金を有効に溶体化して、析出時効段階において所望の時効反応を行わせる必要があるからである。ＣｒおよびＺｒを含む銅合金の場合、好ましい第２の再結晶化温度は約８００℃〜約９５０℃である。銅合金の保持時間は、約５秒〜約６０分であり、好ましくは約３０秒〜約５分である。
【００６０】
任意選択的には、前記第１または第２の再結晶化焼鈍または両者において引続く水急冷を施してもよい。第２の再結晶化焼鈍段階（６０）の後に急冷段階を付与して、析出時効段階中における所望の時効反応を与えることが特に望ましい。第２の再結晶化焼鈍段階の後、冷間圧延（５８）および第２の再結晶化焼鈍をもう一回またはそれ以上の回数付加的に繰返してもよい。
【００６１】
次に、銅ストリップは、最終板厚に冷間圧延される（６２）。なお、この最終板厚はリードフレームストリップの場合、約０．１３ｍｍ（０．００５インチ）〜約０．３８ｍｍ（０．０５インチ）であり、コネクタの場合、最大２．５ｍｍ（０．１０インチ）である。
【００６２】
銅合金が冷間圧延（６２）によって最終板厚へと圧下された後、銅合金の強度が析出時効処理（６４）によって増大させられる。適正な時効処理条件は銅合金の組成、時効以前の冷間加工歴、溶体化処理、所望合金特性の組合せに依存する。銅合金は、温度約３５０℃〜約６００℃、約１５分〜約１６時間の加熱で時効処理される。好ましくは、銅合金は約１時間〜約８時間、温度約４２５℃〜約５２５℃に加熱される。
【００６３】
Ｃｕ−Ｃｒ−Ｚｒ合金において第２の再結晶化焼鈍を施すことの利点が、図８、図９の顕微鏡写真によって示されている。これらの顕微鏡写真はストリップの長手方向エッジに沿って見た横断面写真である。図８は、第１の再結晶化焼鈍の後において倍率１００倍で見た組織を示している。粗大な帯状領域６６がストリップ中を長手方向に走るストライエーションを形成している。粗大粒ストライエーションは、以降の処理段階中にも組織中に残留し、割れ形態の曲げ損傷またはストリップの激しいしわの原因になると考えられる。
【００６４】
図９は、第２の再結晶化焼鈍の後における同一ストリップを示している。結晶粒は、約２ミクロン〜約６０ミクロン、好ましくは約５ミクロン〜約１５ミクロンの平均粒径を有する微細な等軸晶である。
【００６５】
本発明の銅合金の利点は以下に示される試験例において明らかになるであろう。試験例は単に例示のためのものであり、本発明の範囲を限定するためのものではない。
【００６６】
試験例
本発明の銅合金の電気的および機械的特性が、リードフレームおよびコネクタ用として通常用いられている銅合金と比較された。表３は銅合金の組成を示している。アスタリスク（＊）が前に付されているＨ、ＩおよびＰ合金が本発明の銅合金であり、他の合金は、慣用銅合金であるか、または合金Ｇ、ＫおよびＬについては、Ｃｒの寄与、またはＴｉに対する「Ｍ」の比率の寄与を示すための好ましい組成変化を有する。
【００６７】
【表３】
合金Ａ〜Ｍおよび合金Ｐは前述の方法によって製造された。各合金の５．２ｋｇ（１０ポンド）インゴットが、保護カバーとして炭を用い、シリカのるつぼ内で陰極銅を溶解しながら、必要量のＣｏおよび（または）Ｆｅ添加物を投入し、次にＣｒおよびＴｉ添加物を添加した後、特定の合金に必要とされるＺｒおよびＭｇを添加することによって作成された。次に、各溶湯が鋼モールド内に注入され、溶湯が凝固すると厚さ４．４５ｃｍ（１．７５インチ）、長さおよび幅１０．１６ｃｍ（４インチ）を有するインゴットが作成された。合金ＮおよびＯは、Ｈ０８（ばね）質の市販銅合金である。合金Ｑは、ＨＲ０４硬質解放焼鈍質の市販ストリップである。
【００６９】
表４は、プロセス１によって処理された合金Ａ〜ＭおよびＲの電気的および機械的特性を示している。合金Ｈ、ＩおよびＪは基準となるＣｕ−Ｚｒ合金（合金Ｃ）のみならず、基準となるＣｕ−Ｃｒ−Ｚｒ合金（合金Ｂ）よりも高い強度を有している。驚きに値することは、Ｃｒ０．３０質量％を有する合金Ｈ、ＩおよびＪはこれらのほぼ３倍のＣｒを含む合金Ａとほぼ等しい降伏強度と引張り強度を有している。
【００７０】
導電性を増大するにあたってのＣｒの効果が合金Ｇおよび合金Ｉを比較することによって示されている。これらの合金の組成上の唯一の顕著な違いは、合金Ｉの場合０．２９％のＣｒが存在しているということである。合金Ｉの導電性、ＩＡＣＳ７２．０％は合金Ｇの導電性ＩＡＣＳ６５．１％よりも著しく高い。
【００７１】
Ｃｏおよび（または）ＦｅとＴｉとの質量比２：１の臨界性が、２：１の比率を有する合金Ｈ、Ｉと、約１：１の比率を有する合金Ｋ、Ｌとを比較することによって示されている。合金Ｈ、Ｉおよび合金Ｋ、Ｌの強度はほぼ等しいが、合金Ｋ、Ｌの導電性はＩＡＣＳ約２０％だけ低い。
【００７２】
【表４】
合金Ｄ，Ｒは、用途によってはＴｉを排除できることを示している。Ｃｕ−Ｃｒ−Ｚｒ−Ｃｏ合金は著しくより高いＣｒ含有率の合金と等しい強度を有しており、成形性、エッチングおよびメッキ特性はよりすぐれている。また、導電性もＴｉ含有合金よりも高いが、強度については劣っている。Ｃｒ、ＺｒおよびＣｏの組成範囲は、本発明の他の銅合金のそれと同一であると考えられる。
【００７４】
表５は、プロセス２で処理した時の合金Ａ〜Ｅ、合金Ｇ〜Ｊおよび合金Ｒの特性を示している。唯一の例外が合金Ｃであり、これは単一の時効焼鈍プロセスで処理された。合金Ｃは、切削を受けた熱間圧延板から板厚２．５４ｍｍ（０．１０インチ）に冷間圧延され（図１の１６）、３０秒間、９００℃で溶体化され、次に水急冷された。次に銅合金は５０％の減面率で冷間圧延され、７時間、４５０℃で時効処理され、次に５０％の減面率で最終板厚０．６４ｍｍ（０．０２５インチ）に冷間圧延された。合金Ｃは、３５０℃で約５分間、解放焼鈍された。
【００７５】
本発明合金Ｈ，Ｉ，Ｊは全てこれらの３倍のＣｒ含有量を有する市販銅合金Ｃ１８１（合金Ａ）を含む従来の銅合金よりも高い強度を有している。加えて、導電性の低下がほとんどなく著しい強度の増加が得られ、５．６〜８．４ｋｇ／ｍｍ2 （８〜１２ｋｓｉ）の降伏強度の増大が得られている。
【００７６】
プロセス２を本発明の合金に施すと、合金Ｃのような２元Ｃｕ−Ｚｒ合金にくらべ約２１ｋｇ／ｍｍ2 （３０ｋｓｉ）の降伏強度の改善が得られる。Ｃｒ添加の効果は銅合金Ｇ（０％Ｃｒ）の導電性を銅合金Ｉ（０．２９％Ｃｒ）のそれと比較することによって明白である。銅合金ＧはＩＡＣＳ５９．３％の導電性を有する一方、銅合金ＩはＩＡＣＳ７５．５％の導電性を有する。
【００７７】
【表５】
☆ 注２：ＧＷ＝良方向、ＢＷ＝悪方向
【００７８】
【表６】
【表７】
☆ 注２：ＧＷ＝良方向、ＢＷ＝悪方向
【００８０】
表６は、本発明に係る銅合金の応力緩和特性が２元Ｃｕ−Ｚｒ合金（合金Ｃ、Ｑ）または３元Ｃｕ−Ｚｒ−Ｃｒ合金（合金Ａ）のいづれよりもすぐれていることを示している。表６、第２欄の「プロセスの種類」は次のように定義される。
時効＝プロセス１による処理
２−ＩＰＡ＝プロセス２を施した後、プロセス内焼鈍を２回行なう処理
１−ＩＰＡ＝プロセス２を施すも、第２の析出硬化焼鈍（図３の４０）は省略し、さらに１回のプロセス内焼鈍を行なう処理
【００８１】
本発明合金が特に適している１つの用途は表７に示すように電子パッケージ用のリードフレームである。銅合金Ｎ，Ｏは、電子パッケージ用において通常用いられている銅合金を示す。合金Ｎは銅合金Ｃ１９７であり、合金Ｏは銅合金Ｃ１８０７０すなわち市販リードフレーム用合金である。本発明銅合金である合金Ｐは、慣用リードフレーム合金の導電性に等しい導電性を有している。合金Ｐの降伏強度は、合金Ｎ，Ｏのそれよりもかなり高い。合金Ｐの最小曲げ半径はより小さいが、耐応力緩和特性は著しく改良されている。
【００８２】
表８は、図７に示したプロセス３の利点を示している。表８は第２の再結晶化焼鈍が有利であることを示すばかりでなく、第１の再結晶化焼鈍の温度を著しい範囲で変化させ得るということをも示している。表８において示すような処理を受けた銅合金は、質量％で、Ｃｏ０．３６％、Ｃｒ０．３２％、Ｔｉ０．１６％、Ｚｒ０．１６％、残余としてのＣｕからなる組成を有していたが、降伏強度および導電性値は実質的に等しかった。
【００８３】
【表８】
☆ 注２：ＧＷ＝良方向、ＢＷ＝悪方向
【００８４】
表９は、図７に例示したプロセス３を別のＣｕ−Ｃｒ−Ｚｒ合金Ｃ１８１００に適用した時の利点を示している。この合金の成分分析値は、質量％で、Ｃｒ０．７８％、Ｚｒ０．１５％、Ｍｇ０．０７５％、残部としてのＣｕであり、降伏強度および導電性の値はほぼ等しかった。
【００８５】
【表９】
本発明の合金は特に電気コネクタおよびリードフレームのような電気的および電子的用途に特に有用性を発揮するが、同合金は高強度および（または）良好な導電性が必要とされるいかなる用途にも用いることが可能である。そのような用途としては導電棒、線およびブスバーが挙げられる。他の用途としては溶接電極のように高い導電性と応力緩和に対する高い耐性を必要とする用途を挙げることができる。
【００８７】
本発明によれば、特に電気、電子用途に適している銅合金であって、高強度および高導電性を有し、これまで述べた目的、手段および利点を十分に満足することを特徴とする銅合金が提供されることは明白である。本発明はその特定の実施例および試験例との組合せにおいて記述されてきたが、前述の記載を吟味すれば当業者が多くの代替例、修正例および変更例を案出可能なることは明白であろう。したがって、全てのそのような代替例、修正例および変更例は特許請求の範囲の精神および広い視野内に含まれるものと理解されたい。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ｃｒ，ＺｒおよびＴｉを含有し、遷移金属添加物としてＮｉを含む銅基合金の顕微鏡写真。
【図２】Ｃｒ，ＺｒおよびＴｉを含有し、Ｃｏを遷移金属添加物として含む銅基合金の顕微鏡写真。
【図３】 ＣｏとＴｉの質量比が導電性に及ぼす効果を図式的に示した図。
【図４】本発明による、Ｃｒ，Ｚｒ，Ｃｏおよび（または）Ｆｅを含む銅合金の初期プロセスを示すブロック線図。
【図５】高強度、高導電性を有するよう前記銅合金をさらに処理するための第１の実施例を示すブロック線図。
【図６】導電性の損失を最小に抑えて、前記銅合金を極めて高い強度を有するようにさらに処理するための第２の実施例を示すブロック線図。
【図７】曲げ成形性を改善するために前記銅合金を処理するための第３の実施例を示すブロック線図。
【図８】第１の再結晶化焼鈍を行なった後における本発明の銅合金の顕微鏡写真。
【図９】第２の再結晶化焼鈍を行なった後における本発明の銅合金の顕微鏡写真。
【符号の説明】
１０ 鋳造段階
１２ 加熱段階
１４ 熱間圧延段階
１８，２８ 冷間圧延段階
２０，３０ 溶体化段階
２４，３４，３８ 冷間圧延段階
２６，３６ 析出時効段階
４４ 安定化段階
Claims (5)
- 高強度および高導電性を有する銅合金の製造方法であって、
ａ）０．１質量％〜２．０質量％のＣｒ、０．０５質量％〜２．０質量％のＺｒおよび残部のＣｕから成る時効硬化可能な銅合金を鋳造する段階（５０）と、
ｂ）前記銅合金を、少なくとも部分的に均質化するために加熱する段階と、
ｃ）前記銅合金を、５０％を超える減面率まで熱間圧延する段階（５２）と、
ｄ）前記銅合金を、２５％を超える減面率まで冷間圧延する段階（５４）と、
ｅ）前記銅合金を、第１回目として再結晶化する段階（５６）と、
ｆ）前記銅合金を、４０％〜９０％の横断面積減縮率まで冷間圧延する段階（５８）と、
ｇ）９２５℃を超える温度で、前記銅合金を第２回目として再結晶化する段階（６０）と、
ｈ）前記銅合金を最終板厚まで冷間圧延する段階（６２）と、
ｉ）前記銅合金を析出時効させる段階（６４）とを含むことを特徴とする銅合金の製造方法。 - 前記段階ｅ（５６）における再結晶化温度が、５００℃と前記銅合金の固相線温度との間にあり、前記段階ｇ（６０）における再結晶化温度が、９２５℃を超える温度と前記銅合金の固相線温度との間にあり、保持時間が、個別に５秒〜１６時間であることを特徴とする請求項１に記載された銅合金の製造方法。
- 前記段階ｉ（６４）の析出時効温度が３５０℃〜６００℃であり、保持時間が１５分〜１６時間であることを特徴とする請求項２に記載された銅合金の製造方法。
- 高強度および高導電性を有する銅合金の製造方法であって、
ａ）０．４質量％〜１．２質量％のＣｒ、０．０８質量％〜０．２質量％のＺｒ、０．０３質量％〜０．０６質量％のＭｇおよび残部のＣｕから成る時効硬化可能な銅合金を鋳造する段階（５０）と、
ｂ）前記銅合金を、少なくとも部分的に均質化するために加熱する段階と、
ｃ）前記銅合金を、５０％を超える減面率まで熱間圧延する段階（５２）と、
ｄ）前記銅合金を、２５％を超える減面率まで冷間圧延する段階（５４）と、
ｅ）前記銅合金を、５００℃と前記銅合金の固相線温度との間の温度で５秒〜１６時間、第１回目として再結晶化する段階（５６）と、
ｆ）前記銅合金を、４０％〜９０％の横断面積減縮率まで冷間圧延する段階（５８）と、
ｇ）９２５℃を超える温度と前記銅合金の固相線温度との間の温度で５秒〜１６時間、前記銅合金を第２回目として再結晶化する段階（６０）と、
ｈ）前記銅合金を最終板厚まで冷間圧延する段階（６２）と、
ｉ）前記銅合金を析出時効させる段階（６４）とを含むことを特徴とする銅合金の製造方法。 - 高強度および高導電性を有する銅合金の製造方法であって、
ａ）０．１質量％〜１．０質量％のＣｒ、０．０５質量％〜０．４０質量％のＺｒ、０．１質量％〜１．０質量％の「Ｍ」（「Ｍ」は、Ｃｏ，Ｆｅ，Ｎｉおよびそれらの混合物からなる群から選ばれ、最大Ｎｉ量が０．２５質量％である）、０．０５質量％〜０．７質量％のＴｉおよび残部のＣｕから成り、「Ｍ」とＴｉの質量比Ｍ：Ｔｉが１．２：１〜７．０：１である時効硬化可能な銅合金を鋳造する段階（５０）と、
ｂ）前記銅合金を、少なくとも部分的に均質化するために加熱する段階と、
ｃ）前記銅合金を、５０％を超える減面率まで熱間圧延する段階（５２）と、
ｄ）前記銅合金を、２５％を超える減面率まで冷間圧延する段階（５４）と、
ｅ）前記銅合金を、５００℃と前記銅合金の固相線温度との間の温度で５秒〜１６時間、第１回目として再結晶化する段階（５６）と、
ｆ）前記銅合金を、４０％〜９０％の横断面積減縮率まで冷間圧延する段階（５８）と、
ｇ）９２５℃を超える温度と前記銅合金の固相線温度との間の温度で５秒〜１６時間、前記銅合金を第２回目として再結晶化する段階（６０）と、
ｈ）前記銅合金を最終板厚まで冷間圧延する段階（６２）と、
ｉ）前記銅合金を析出時効させる段階（６４）とを含むことを特徴とする銅合金の製造方法。
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