JP4785990B2 - 高強度高導電銅合金圧延板及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、析出熱処理工程を含む工程によって作られた高強度高導電銅合金圧延板及びその製造方法に関する。

従来から、銅板は、その優れた電気・熱の伝導性を活かし、コネクタ、電極、接続端子、ターミナル、センサ部材、ヒートシンク、バスバー、バッキングプレート、モールド、エンドリングやローターバー等のモーター用材として様々な産業分野に使用されている。ところがＣ１１００、Ｃ１０２０を始めとする純銅は、強度が低いので、強度を確保するためには単位面積当たりの使用量が多くなってコスト高となり、また重量も大きくなる。

また、高強度、高導電銅合金として溶体化−時効・析出型合金のＣｒ−Ｚｒ銅（１mass％Ｃｒ−０．１mass％Ｚｒ−Ｃｕ）が知られている。しかし、この合金は一般的に熱間圧延した後に材料を再び９５０℃（９３０〜９９０℃）に加熱し、その直後に急冷、そして時効するという熱処理プロセスを経て製造される。又は、熱間圧延後に熱間圧延材を、時にはさらに熱間又は冷間鍛造等で塑性加工し、これらを９５０℃に加熱し、急冷する溶体化処理し、そして時効するという一連の熱処理プロセスを経て製造される。このように、９５０℃という高温のプロセスを経ることは、大きなエネルギを必要とするばかりでなく、大気中で加熱すれば、酸化ロスが生じる。また、高温のために拡散が容易になり、材料間にへばりつきが生じるので、酸洗工程が必要になる。

そのために、不活性ガス、又は真空中において９５０℃で熱処理されるが、酸化ロスは防げるもののコストが高くなり、余分なエネルギも必要となり、さらにへばりつきの問題は解決しない。また特性上も高温に加熱するので、結晶粒が粗大化し、疲労強度等に問題が生じる。一方で、溶体化を行なわない熱間圧延プロセス法では非常に乏しい強度しか得られない。熱間圧延法では、熱間圧延中に材料の温度低下により、Ｃｒ−Ｚｒ銅は、熱間圧延中に、粗大粒子の析出が起こり、熱間圧延終了後急冷しても、十分な溶体化の状態が得られない。またＣｒ−Ｚｒ銅は溶体化の温度条件の温度範囲が狭いために特別な管理が必要であり、冷却速度も速くしなければ溶体化しない。また、多くの活性なＺｒ、Ｃｒを含むので溶解鋳造に制約を受ける。結果的に、引張強度、導電性は優れるもののコストが高くなる。

銅板が使用される自動車の分野では、燃費向上のために車体重量の軽量化が求められる一方で、自動車の高度情報化、エレクトロニクス化、及びハイブリッド化（電装部品等増）により、接続端子、コネクタ、リレー、バスバー等の数が増え、また、搭載される電子部品の冷却のためのヒートシンク等が増えるので、使用される銅板には益々薄肉高強度化が要求される。元々、家庭用電気製品等に比べて使用環境は、エンジンルームはもとより、夏季には車内も高温になり、過酷な状態であったのが、さらに高電圧・高電流になるので、特に接続端子、コネクタ等の用途においては応力緩和特性を低くする必要がある。この応力緩和特性が低いことは、例えば１００℃の使用環境において、コネクタ等のばね性や接触圧力が低下しないことを意味する。なお、本明細書では、後述する応力緩和試験において、応力緩和率が小さいものを応力緩和特性が「低い」「良い」といい、応力緩和率が大きいものを応力緩和特性が「高い」「悪い」という。銅合金圧延板においては応力緩和率が小さいことが好ましい。

また、高信頼性の要求から、重要な電気部品の接合ははんだではなく、ろう付けを用いることが多くなっている。さらに、例えばモーターにおいても、エンドリングとローターバーの接合にろう付けが採用されており、モーター性能の高速化により、接合後も高い材料強度が求められている。ろう材には、例えば、ＪＩＳ Ｚ ３２６１に記載されているＢａｇ−７等の５６Ａｇ−２２Ｃｕ−１７Ｚｎ−５Ｓｎ合金ろうがあり、そのろう付け温度は６５０〜７５０℃の高温が推奨されている。このために、リレー、接続端子、センサ部材、ローターバーやエンドリングなどの銅板には、例えば約７００℃の耐熱性が要求される。

さらに、バッキングプレートやモールド等の用途において、製作工程や使用中の温度上昇に対して、変形しないことが求められ、例えば３００〜４００℃の高温で、強度の高い材料が要求される。また製作工程の中で、板間の接合に摩擦拡散溶接が用いられ、表面の耐熱性を上げるための処理で溶射が行なわれることがあるが、短時間で高温に曝されても、強度、導電性の低下が少ないことが要求される。また、パワーモジュール等の用途で、銅はヒートシンク又はヒートスプレッダとしてベース板であるセラミックと接合して使用される。その接合ははんだ付けが採用されているが、はんだにおいてもＰｂフリー化が進み、Ｓｎ−Ｃｕ−Ａｇ等の高融点のはんだが使われている。ヒートシンク、ヒートスプレッダ等の実装において、単に軟化しないだけでなく、変形やそりが無いことが要求され、軽量化と経済的な点から薄肉化の要望がある。銅素材において高温に曝されても変形し難い、すなわち高温での高い強度や耐熱性が要求される。

また、０．０１〜１．０mass％のＣｏと、０．００５〜０．５mass％のＰとを含み残部がＣｕ及び不可避不純物からなる銅合金が知られている（例えば特開平１０−１６８５３２号公報参照）。しかしながら、このような銅合金においては、強度、導電性共に不十分である。

本発明は、上記問題を解消するものであり、高強度、高導電で耐熱性に優れ、かつ低コストである高強度高導電銅合金圧延板及びその製造方法を提供することを目的とする。

上記目的を達成するために、本発明は高強度高導電銅合金圧延板において、０．１４〜０．３４mass％のＣｏと、０．０４６〜０．０９８mass％のＰと、０．００５〜１．４mass％のＳｎと、を含有し、Ｃｏの含有量［Ｃｏ］mass％とＰの含有量［Ｐ］mass％との間に、３．０≦（［Ｃｏ］−０．００７）／（［Ｐ］−０．００９）≦５．９の関係を有し、かつ残部がＣｕ及び不可避不純物からなる合金組成であり、金属組織中に析出物が存在し、前記析出物の形状が２次元の観察面上で円形、又は楕円形であり、前記析出物が平均粒径で１．５〜９．０ｎｍ、又は全ての該析出物の９０％以上が１５ｎｍ以下の大きさの微細析出物であり、該析出物が均一に分散しているものである。

本発明によれば、Ｃｏ及びＰの微細な析出物が析出することと、Ｓｎの固溶とによって、高強度高導電銅合金圧延板の強度及び導電率が向上する。

０．１６〜０．３３mass％のＣｏと、０．０５１〜０．０９６mass％のＰと、０．００５〜０．０４５mass％のＳｎと、を含有し、Ｃｏの含有量［Ｃｏ］mass％とＰの含有量［Ｐ］mass％との間に、３．２≦（［Ｃｏ］−０．００７）／（［Ｐ］−０．００９）≦４．９の関係を有することが望ましい。これにより、Ｓｎの量が組成範囲内での下限寄りとなるので、高強度高導電銅合金圧延板の導電率がさらに向上する。

また、０．１６〜０．３３mass％のＣｏと、０．０５１〜０．０９６mass％のＰと、０．３２〜０．８mass％のＳｎと、を含有し、Ｃｏの含有量［Ｃｏ］mass％とＰの含有量［Ｐ］mass％との間に、３．２≦（［Ｃｏ］−０．００７）／（［Ｐ］−０．００９）≦４．９の関係を有することが望ましい。これにより、Ｓｎの量が組成範囲内での上限寄りとなるので、高強度高導電銅合金圧延板の強度がさらに向上する。

また、高強度高導電銅合金圧延板において、０．１４〜０．３４mass％のＣｏと、０．０４６〜０．０９８mass％のＰと、０．００５〜１．４mass％のＳｎと、を含有し、かつ０．０１〜０．２４mass％のＮｉ、又は０．００５〜０．１２mass％のＦｅのいずれか１種以上を含有し、Ｃｏの含有量［Ｃｏ］mass％とＮｉの含有量［Ｎｉ］mass％とＦｅの含有量［Ｆｅ］mass％とＰの含有量［Ｐ］mass％との間に、３．０≦（［Ｃｏ］＋０．８５×［Ｎｉ］＋０．７５×［Ｆｅ］−０．００７）／（［Ｐ］−０．００９）≦５．９、及び０．０１２≦１．２×［Ｎｉ］＋２×［Ｆｅ］≦［Ｃｏ」の関係を有し、かつ、残部がＣｕ及び不可避不純物からなる合金組成であり、金属組織中に析出物が存在し、前記析出物の形状が２次元の観察面上で円形、又は楕円形であり、前記析出物が平均粒径で１．５〜９．０ｎｍ、又は全ての該析出物の９０％以上が１５ｎｍ以下の大きさの微細析出物であり、該析出物が均一に分散していることが望ましい。これにより、Ｎｉ及びＦｅによってＣｏ、Ｐ等の析出物が微細となり、高強度高導電銅合金圧延板の強度及び耐熱特性が向上する。

０．００２〜０．２mass％のＡｌ、０．００２〜０．６mass％のＺｎ、０．００２〜０．６mass％のＡｇ、０．００２〜０．２mass％のＭｇ、０．００１〜０．１mass％のＺｒのいずれか１種以上をさらに含有することが望ましい。これにより、Ａｌ、Ｚｎ、Ａｇ、Ｍｇ、Ｚｒは銅材料のリサイクル過程で混入するＳを無害化し、中間温度脆性を防止する。また、これらの元素は、合金をさらに強化するので、高強度高導電銅合金圧延板の延性及び強度が向上する。

導電率が４５（％ＩＡＣＳ）以上で、導電率をＲ（％ＩＡＣＳ）、引張強度をＳ（Ｎ／ｍｍ^２）、伸びをＬ（％）としたとき、（Ｒ^１／２×Ｓ×（１００＋Ｌ）／１００）の値が４３００以上であることが望ましい。これにより、強度と導電性が良好となり、強度と導電性のバランスに優れるので、圧延板を薄くし低コストにすることができる。

熱間圧延を含む製造工程で製造され、熱間圧延後の圧延材の平均結晶粒径が、６μｍ以上、７０μｍ以下、又は、熱間圧延の圧延率をＲＥ０（％）とし、熱間圧延後の結晶粒径をＤμｍとしたときに５．５×（１００／ＲＥ０）≦Ｄ≦９０×（６０／ＲＥ０）であり、その結晶粒を圧延方向に沿った断面で観察したときに、該結晶粒の圧延方向の長さをＬ１、結晶粒の圧延方向に垂直な方向の長さをＬ２とすると、Ｌ１／Ｌ２の平均が４．０以下であることが望ましい。これにより、強度、延性、導電率が良好となり、強度と延性と導電性のバランスに優れるので、圧延板を薄くし低コストにすることができる。

４００℃での引張強度が２００（Ｎ／ｍｍ^２）以上であることが望ましい。これにより、高温強度が高くなるので、高温状態で使用することができる。

７００℃で１００秒加熱後のビッカース硬度（ＨＶ）が９０以上、又は前記加熱前のビッカース硬度の値の８０％以上であることが望ましい。これにより、耐熱特性に優れたものになるので、素材から製品製造するときの工程を含め、高温状態に晒される環境で使用することができる。

高強度高導電銅合金圧延板の製造方法であって、鋳塊が８２０〜９６０℃に加熱されて熱間圧延が行なわれ、熱間圧延の最終パス後の圧延材温度、又は圧延材の温度が７００℃のときから３００℃までの平均冷却速度が５℃／秒以上であり、前記熱間圧延後に４００〜５５５℃で２〜２４時間の熱処理であって、熱処理温度をＴ（℃）、保持時間をｔｈ（ｈ）、前記熱間圧延から該熱処理までの間の冷間圧延の圧延率をＲＥ（％）としたときに、２７５≦（Ｔ−１００×ｔｈ^−１／２−１１０×（１−ＲＥ／１００）^１／２）≦４０５の関係を満たす析出熱処理が施されることが望ましい。これにより、製造条件によってＣｏ及びＰの析出物が微細に析出するので、高強度高導電銅合金圧延板の強度、導電率及び耐熱性がさらに向上する。また、高温長時間の溶体化処理が不要となるので低コストに製造することができる。

圧延材が、最高到達温度が８２０〜９６０℃で「最高到達温度−５０℃」から最高到達温度までの範囲での保持時間が２〜１８０秒であり、最高到達温度をＴｍａｘ（℃）とし、保持時間をｔｓ（ｓ）とすると９０≦（Ｔｍａｘ−８００）×ｔｓ^１／２≦６３０の関係を満たす溶体化熱処理を施され、前記溶体化熱処理後の７００℃から３００℃までの平均冷却速度が５℃／秒以上であり、前記冷却後に４００〜５５５℃で１〜２４時間の析出熱処理であって、熱処理温度をＴ（℃）、保持時間をｔｈ（ｈ）、該析出熱処理の前の冷間圧延の圧延率をＲＥ（％）としたときに、２７５≦（Ｔ−１００×ｔｈ^−１／２−１１０×（１−ＲＥ／１００）^１／２）≦４０５の関係を満たす析出熱処理、又は最高到達温度が５４０〜７６０℃で「最高到達温度−５０℃」から最高到達温度までの範囲での保持時間が０．１〜５分の熱処理であって、保持時間をｔｍ（ｍｉｎ）としたときに、３３０≦（Ｔｍａｘ−１００×ｔｍ^−１／２−１００×（１−ＲＥ／１００）^１／２）≦５１０の関係を満たす析出熱処理が施され、最終の析出熱処理後に冷間圧延が施されて、該冷間圧延後に最高到達温度が２００〜５６０℃で、「最高到達温度−５０℃」から最高到達温度までの範囲での保持時間が０．０３〜３００分の熱処理であって、該冷間圧延の圧延率をＲＥ２としたときに、１５０≦（Ｔｍａｘ−６０×ｔｍ^−１／２−５０×（１−ＲＥ２／１００）^１／２）≦３２０の関係を満たす熱処理が施されることが望ましい。これにより、製造条件によってＣｏ及びＰの析出物が微細に析出するので、高強度高導電銅合金圧延板の強度、導電率及び耐熱性がさらに向上する。また、高温長時間の溶体化処理が不要となるので低コストに製造することができる。

本発明の実施形態に係る高性能銅合金圧延板の厚板製造工程のフロー図。 同高性能銅合金圧延板の薄板製造工程のフロー図。 同高性能銅合金圧延板の金属組織写真。

本発明の実施形態に係る高強度高導電銅合金圧延板（以下、高性能銅合金圧延板と称する）について説明する。また、本明細書では、高性能銅合金圧延板とは、熱間圧延工程を経た板材であって、コイル状やトラバース状に巻かれる所謂「条」も板の中に含める。本発明では、請求項１乃至請求項５に係る高性能銅合金圧延板における合金組成の合金（以下、それぞれを第１発明合金、第２発明合金、第３発明合金、第４発明合金、第５発明合金という）を提案する。合金組成を表すのに本明細書において、［Ｃｏ］のように括弧付の元素記号は当該元素の含有量値（mass％）を示すものとする。また、この含有量値の表示方法を用いて、本明細書において複数の計算式を提示するが、それぞれの計算式において、当該元素を含有していない場合は０として計算する。また、この含有量値の表示方法を用いて、本明細書において複数の計算式を提示するが、それぞれの計算式において、当該元素を含有していない場合は０として計算する。また、第１乃至第５発明合金を総称して発明合金とよぶ。

第１発明合金は、０．１４〜０．３４mass％（好ましくは０．１６〜０．３３mass％、より好ましくは０．１８〜０．３３mass％、最適には０．２０〜０．２９mass％）のＣｏと、０．０４６〜０．０９８mass％（好ましくは０．０５１〜０．０９６mass％、より好ましくは０．０５４〜０．０９６mass％、最適には０．０５４〜０．０．０９２mass％）のＰと、０．００５〜１．４mass％のＳｎとを含有し、Ｃｏの含有量［Ｃｏ］mass％とＰの含有量［Ｐ］mass％との間に、
Ｘ１＝（［Ｃｏ］−０．００７）／（［Ｐ］−０．００９）
として、Ｘ１が３．０〜５．９、好ましくは、３．１〜５．２、より好ましくは３．２〜４．９、最適には３．４〜４．２の関係を有し、かつ残部がＣｕ及び不可避不純物からなる合金組成である。

第２発明合金は、０．１６〜０．３３mass％（好ましくは０．１８〜０．３３mass％、最適には０．２０〜０．２９mass％）のＣｏと、０．０５１〜０．０９６mass％（好ましくは０．０５４〜０．０９４mass％、最適には０．０５４〜０．０．０９２mass％）のＰと、０．００５〜０．０４５mass％のＳｎとを含有し、Ｃｏの含有量［Ｃｏ］mass％とＰの含有量［Ｐ］mass％との間に、
Ｘ１＝（［Ｃｏ］−０．００７）／（［Ｐ］−０．００９）
として、Ｘ１が３．２〜４．９（最適には３．４〜４．２）の関係を有し、かつ残部がＣｕ及び不可避不純物からなる合金組成である。

第３発明合金は、０．１６〜０．３３mass％（好ましくは０．１８〜０．３３mass％、最適には０．２０〜０．２９mass％）のＣｏと、０．０５１〜０．０９６mass％（好ましくは０．０５４〜０．０９４mass％、最適には０．０５４〜０．０．０９２mass％）のＰと、０．３２〜０．８mass％のＳｎとを含有し、Ｃｏの含有量［Ｃｏ］mass％とＰの含有量［Ｐ］mass％との間に、
Ｘ１＝（［Ｃｏ］−０．００７）／（［Ｐ］−０．００９）
として、Ｘ１が３．２〜４．９（最適には３．４〜４．２）の関係を有し、かつ残部がＣｕ及び不可避不純物からなる合金組成である。

第４発明合金は、Ｃｏ、Ｐ、Ｓｎの組成範囲が第１発明合金と同一であり、かつ０．０１〜０．２４mass％（好ましくは０．０１５〜０．１８mass％、より好ましくは０．０２〜０．０９mass％）のＮｉ、又は０．００５〜０．１２mass％（好ましくは０．００７〜０．０６mass％、より好ましくは０．００８〜０．０４５mass％）のＦｅのいずれか１種以上を含有し、Ｃｏの含有量［Ｃｏ］mass％とＮｉの含有量［Ｎｉ］mass％とＦｅの含有量［Ｆｅ］mass％とＰの含有量［Ｐ］mass％との間に、
Ｘ２＝（［Ｃｏ］＋０．８５×［Ｎｉ］＋０．７５×［Ｆｅ］−０．００７）／（［Ｐ］−０．００９）
として、Ｘ２が３．０〜５．９、好ましくは、３．１〜５．２、より好ましくは３．２〜４．９、最適には３．４〜４．２の関係を有し、かつ、
Ｘ３＝１．２×［Ｎｉ］＋２×［Ｆｅ］
として、Ｘ３が０．０１２〜［Ｃｏ］、好ましくは、０．０２〜（０．９×［Ｃｏ］）、より好ましくは０．０３〜（０．７×［Ｃｏ］）の関係を有し、かつ、残部がＣｕ及び不可避不純物からなる合金組成である。

第５発明合金は、第１発明合金、乃至第４発明合金の組成に、０．００２〜０．２mass％のＡｌ、０．００２〜０．６mass％のＺｎ、０．００２〜０．６mass％のＡｇ、０．００２〜０．２mass％のＭｇ、０．００１〜０．１mass％のＺｒのいずれか１種以上をさらに含有した合金組成である。

次に、高性能銅合金圧延板の製造工程について説明する。高性能銅合金圧延板の製造工程には、主に厚板を製造する厚板製造工程と、主に薄板を製造する薄板製造工程がある。本明細書では約３ｍｍ以上を厚板とし、約３ｍｍ未満を薄板とするが厚板と薄板を区分する厳密な境界はない。厚板製造工程は、熱間圧延工程と析出熱処理工程を含んでいる。熱間圧延工程では鋳塊を８２０〜９６０℃に加熱して熱間圧延を開始し、熱間圧延の最終パス後の圧延材温度、又は圧延材の温度が７００℃のときから３００℃までの冷却速度を５℃／秒以上にする。冷却後の金属組織の平均結晶粒径は６〜７０μｍである。好ましくは、平均結晶粒径は１０〜５０μｍ、又は、熱間圧延の加工率をＲＥ０（％）とし、熱間圧延後の結晶粒径をＤμｍとした時、５．５×（１００／ＲＥ０）≦Ｄ≦９０×（６０／ＲＥ０）であり、好ましくは８×（１００／ＲＥ０）≦Ｄ≦７５×（６０／ＲＥ０）である。そして、その結晶粒を圧延方向に沿った断面で観察したとき、結晶粒の圧延方向の長さをＬ１、結晶粒の圧延方向に垂直な方向の長さをＬ２とすると、Ｌ１／Ｌ２の平均が４．０以下である。熱間圧延工程の後に析出熱処理工程が行なわれ、析出熱処理工程は４００〜５５５℃で１〜２４時間の熱処理であって、熱処理温度をＴ（℃）、保持時間をｔｈ（ｈ）、熱間圧延から析出熱処理までの間の冷間圧延の圧延率をＲＥ（％）としたときに、２７５≦（Ｔ−１００×ｔｈ^−１／２−１１０×（１−ＲＥ／１００）^１／２）≦４０５の関係を満たす。このように熱処理温度と保持時間と圧延率等の関係を示す式を析出熱処理条件式という。冷間圧延を析出熱処理工程の前や後に行なってもよく、また、析出熱処理工程を複数回行なってもよいし、次に説明する回復熱処理を行なってもよい。

薄板製造工程は、溶体化熱処理工程と析出熱処理工程と回復熱処理工程を含んでいる。溶体化熱処理工程は、熱間圧延工程の後の圧延材等に行なわれ、溶体化熱処理工程の後に冷間圧延工程と析出熱処理工程とが適宜行なわれ、最終に回復熱処理工程が行なわれる。溶体化熱処理工程では圧延材を最高到達温度が８２０〜９６０℃で「最高到達温度−５０℃」から最高到達温度までの範囲での保持時間が２〜１８０秒であり、最高到達温度をＴｍａｘ（℃）とし、保持時間をｔｓ（ｓ）とすると、９０≦（Ｔｍａｘ−８００）×ｔｓ^１／２≦６３０の関係を満たす溶体化熱処理を施され、７００℃から３００℃までの冷却速度を５℃／秒以上にする。冷却後の金属組織の平均結晶粒径は６〜７０μｍである。好ましくは、平均結晶粒径は７〜５０μｍ、さらに好ましくは７〜３０μｍ、最適には８〜２５μｍである。析出熱処理工程は、２つの熱処理条件があり、一方は４００〜５５５℃で１〜２４時間であって、熱処理温度をＴ（℃）、保持時間をｔｈ（ｈ）、析出熱処理前の冷間圧延の圧延率をＲＥ（％）としたときに、２７５≦（Ｔ−１００×ｔｈ^−１／２−１１０×（１−ＲＥ／１００）^１／２）≦４０５の関係を満たす熱処理である。他方の熱処理条件は、最高到達温度が５４０〜７６０℃で、「最高到達温度−５０℃」から最高到達温度までの範囲での保持時間が０．１〜５分の熱処理であって、保持時間をｔｍ（ｍｉｎ）としたときに、３３０≦（Ｔｍａｘ−１００×ｔｍ^−１／２−１００×（１−ＲＥ／１００）^１／２）≦５１０の関係を満たす熱処理である。回復熱処理は最高到達温度が２００〜５６０℃で、「最高到達温度−５０℃」から最高到達温度までの範囲での保持時間が０．０３〜３００分であって、最終の析出熱処理後の冷間圧延の圧延率をＲＥ２としたときに、１５０≦（Ｔ−６０×ｔｍ^−１／２−５０×（１−ＲＥ２／１００）^１／２）≦３２０の関係を満たす熱処理である。

高性能銅合金圧延板の製造工程の基本原理について説明する。高強度・高導電を得る手段として、時効・析出硬化、固溶硬化、結晶粒微細化を主体とする組織制御の方法がある。ところが、高導電性に関しては、マトリックスに添加元素が固溶されると一般に導電性が阻害され、元素によっては少量の添加であっても著しく導電性が阻害されることがある。本発明に用いるＣｏ、Ｐ、Ｆｅは、著しく導電性を阻害する元素である。例えば、純銅にＣｏ、Ｆｅ、Ｐを０．０２mass％単独添加しただけで、電気伝導性が約１０％損なわれる。さらに、時効析出型合金においても、マトリックスに固溶残存させずに完全に添加元素を効率よく析出させることは不可能に近い。本発明では、添加元素Ｃｏ、Ｐ等を所定の数式に従って添加すれば、固溶したＣｏ、Ｐ等を後の析出熱処理において、強度、延性、他諸特性を満たしながらほとんどを析出させることができることが特長であり、このことにより高い高導電性を確保することができる。

一方、Ｃｒ−Ｚｒ銅以外の時効硬化性銅合金として有名なコルソン合金（Ｎｉ、Ｓｉ添加）やチタン銅は、完全溶体化、時効処理をしても、本発明と比してＮｉ、Ｓｉ又は、Ｔｉがマトリックスに多く残留し、その結果、強度が高いものの導電性を阻害する欠点があった。また、一般に完全溶体化、時効析出のプロセスで必要な高温での溶体化処理、例えば、代表的な溶体化温度の８００〜９５０℃で数十秒、時には数秒以上加熱すると結晶粒は、約１００μｍに粗大化する。結晶粒粗大化は、様々な機械的性質に悪影響を与える。また完全溶体化、時効析出のプロセスは製造量の制約を受け、大幅なコスト増に繋がる。一方、組織制御は結晶粒微細化が主として採用されているが、添加元素量が少ない場合はその効果も小さい。

本発明は、Ｃｏ、Ｐ等の組成と、熱間圧延プロセス、又は圧延板を高温短時間焼鈍によりＣｏ、Ｐ等を固溶させることと、その後の析出熱処理プロセスにおいてＣｏ、Ｐ等を微細析出させることと、高い圧延率、例えば圧延率５０％以上の冷間圧延を実施した場合は同時にマトリックスの延性を回復させることと、冷間圧延による加工硬化とを組み合わせることにある。すなわち、組成とプロセス中での溶体化（固溶）と析出との組み合わせ、さらに冷間加工を施した場合は、析出熱処理時のマトリックスの延性回復と冷間加工による加工硬化との組み合わせにより、高導電であって高強度と高延性を得ることができる。本組成合金は、前記のように熱間加工プロセス時に添加元素を固溶させることができるだけでなく、Ｃｒ−Ｚｒ銅を始めとする時効硬化型の析出合金よりも溶体化感受性が低いことを利用する。従来の合金では、元素が固溶する高温、すなわち溶体化状態から、急冷しないと十分に溶体化しないが、発明合金は、その溶体化感受性が低いので、一般的な熱間圧延プロセスにおいて、熱間圧延中に圧延材の温度低下があっても、また、温度低下と共に圧延に時間を要しても、さらに、圧延終了後シャワー水冷等の冷却速度でも十分に溶体化する事が特徴である。熱間圧延中の圧延材の温度低下について説明すると、例えば、板厚２００ｍｍ鋳塊を９１０℃で熱間圧延を開始しても一度に目的とする板厚にまで熱間圧延できず、数回又は十数回圧延するので時間が掛かり、圧延材の温度低下が起こる。さらに圧延が進むにつれ板厚が薄くなり空冷により冷却されること、かつ圧延ロールに材料が接し熱を奪われること、又は圧延ロールを冷却する冷却水が圧延材にかかることによって圧延材の温度低下が起こる。圧延材の温度低下と圧延に要する時間は、圧延条件にもよるが、圧延回数が増えることと圧延材の長さが長くなることにより、厚みが約２５ｍｍの板に圧延する場合、通常５０〜１５０℃下がり、圧延開始から約４０〜１２０秒掛かる。さらに厚みが約１８ｍｍの板に圧延する場合、約１００〜３００℃下がり、圧延開始から約１００〜４００秒掛かる。このように熱間圧延中に、圧延材の温度低下が起こり、圧延に時間が掛かると、Ｃｒ−Ｚｒ銅等の時効硬化型銅合金では、もはや溶体化状態ではなくなり、強度に寄与しない粗大な析出物が析出する。そして圧延終了後、シャワー水冷等による冷却では、さらに析出が進む。なお、本明細書においては、高温で固溶している原子が、熱間圧延中の温度低下があっても、また、熱間圧延後の冷却速度が遅くても析出し難いことを「溶体化感受性が低い」といい、熱間圧延中の温度低下が起こると、又は、熱間圧延後の冷却速度が遅いと析出し易いことを「溶体化感受性が高い」という。

次に、各元素の添加理由について説明する。Ｃｏの単独の添加では高い強度・電気伝導性等は得られないが、Ｐ、Ｓｎとの共添加で熱・電気伝導性を損なわずに、高い強度、高い耐熱特性、高い延性が得られる。単独の添加では、強度が多少向上する程度であり顕著な効果はない。発明合金の組成範囲の上限を超えると効果が飽和する。Ｃｏはレアメタルであるので、高コストになる。また、電気伝導性が損なわれる。発明合金の組成範囲の下限より少ないと、Ｐと共添加しても高強度の効果が発揮できない。Ｃｏの下限は、０.１４mass％であって、好ましくは、０.１６mass％であり、より好ましくは、０.１８mass％であり、さらには、０.２０mass％である。上限は、０.３４mass％であり、好ましくは、０.３３mass％であり、さらに好ましくは、０.２９mass％である。

ＰをＣｏ、Ｓｎと共添加することにより熱・電気伝導性を損なわずに、高い強度、高い耐熱性（温度）が得られる。単独の添加では、湯流れ性と強度を向上させ、結晶粒を微細化させる。組成範囲の上限を超えると、上記の湯流れ性と強度と結晶粒微細化の効果が飽和する。また、熱・電気伝導性が損なわれる。また、鋳造時や、熱間圧延時に割れが生じ易くなる。また、延性、特に曲げ加工性が悪くなる。組成範囲の下限より少ないと、高強度の効果が発揮できない。Ｐの上限は、０.０９８mass％であり、好ましくは０.０９６mass％であり、より好ましくは０.０９２mass％である。下限は、０.０４６mass％であり、好ましくは０.０５１mass％であり、より好ましくは０.０５４mass％である。

Ｃｏ、Ｐを上記した組成範囲で共添加することにより強度、導電性、延性、応力緩和特性、耐熱性、高温強度、熱間変形抵抗、変形能が良くなる。Ｃｏ、Ｐの組成が一方でも少ない場合、上記いずれの特性も顕著な効果を発揮しないばかりか導電性が頗る悪い。多い場合は同様に導電性が頗る悪く、各々単独添加と同様の欠点を生じる。Ｃｏ、Ｐの両元素は、本発明の課題を達成するための必須元素であり、適正なＣｏ、Ｐ等の配合比率によって電気・熱伝導性を損なわずに、強度、耐熱性、高温強度、応力緩和特性を向上させる。Ｃｏ、Ｐが発明合金の組成範囲内で上限に近づくにつれてこれらの諸特性が向上する。基本的には、Ｃｏ、Ｐが結合して強度に寄与する量の超微細な析出物を析出させることによる。Ｃｏ、Ｐの共添加は、熱間圧延中の再結晶粒の成長を抑制し、熱間圧延材の先端から後端にまで高温にも拘らず細かな結晶粒のままに維持させる。析出熱処理中においても、Ｃｏ、Ｐとの共添加は、マトリックスの軟化・再結晶を大幅に遅らせる。但し、その効果も、発明合金の組成範囲を超えると、ほとんど特性の向上は認められなくなり、却って上述したような欠点が生じ始める。

Ｓｎの含有量は０．００５〜１．４mass％が良いが、強度を多少落とし、高い電気・熱伝導性を必要とする場合は、０．００５〜０．２５mass％が好ましく、より好ましくは０．００５〜０．０９５mass％であり、特に導電性を必要とするときは、０．００５〜０．０４５mass％が良い。なお、他の元素の含有量にもよるが、Ｓｎの含有量を０．０９５mass％以下、０．０４５mass％以下にしておくと、導電率は、各々６７％ＩＡＣＳ、又は７０％ＩＡＣＳ以上、７２％ＩＡＣＳ、又は７５％ＩＡＣＳ以上の高い電気伝導性が得られる。逆に、高強度とする場合は、ＣｏとＰの含有量との兼ね合いもあるが、０．２６〜１．４mass％が好ましく、より好ましくは０．３〜０．９５mass％、最も好ましい範囲は、０．３２〜０．８mass％である。

Ｃｏ、Ｐの添加だけでは、すなわちＣｏとＰを主体とする析出だけでは静的・動的再結晶温度が低いので、マトリックスの耐熱性が不十分で安定しない。Ｓｎは０．００５mass％以上の少量の添加で熱間圧延時の再結晶温度を高め、熱間圧延時に生じる結晶粒を細かくする。析出熱処理時においては、マトリックスの軟化・再結晶温度を高めることにより、再結晶の開始温度を高くし、再結晶部の結晶粒を微細化させる。そしてＳｎの添加は、熱間圧延時の材料温度が低下しても、また熱間圧延に時間を要しても、Ｃｏ、Ｐの析出を抑制する作用を持つ。そしてこれらにより、析出熱処理時において高い圧延率の冷間圧延が施されていても、マトリックスの耐熱性が上がっているので、再結晶の直前の段階からＣｏ、Ｐ等を析出させることができる。すなわち、Ｓｎは、熱間圧延段階においてはＣｏ、Ｐ等をより固溶状態にさせ、逆に析出熱処理時においては再結晶前からＣｏ、Ｐ等を多く析出させる。つまり、Ｓｎの添加は、Ｃｏ、Ｐ等の溶体化感受性を低くし、結果的にＣｏとＰを主体とする析出物をさらに微細に均一分散させる。また、高い冷間圧延率の冷間圧延が行なわれた場合、再結晶粒が生じる前後で析出が最も活発に起こり、析出による硬化と回復・再結晶化による延性の大幅な改善が同時にできるので、Ｓｎの添加によって、高い強度を維持しつつ、高い導電性と延性を確保することができる。

また、Ｓｎは、導電性、強度、耐熱性、延性（特に曲げ加工性）、応力緩和特性、耐摩耗性を向上させる。特に、高電流が流れる端子・コネクタ等の電気用途に用いられる接続金具やヒートシンクは、高度な導電性、強度、延性（特に曲げ加工性）、応力緩和特性が求められるので、本発明の高性能銅合金圧延板が最適である。また、ハイブリッドカー、電気自動車、コンピューター等に用いられるヒートシンク材、さらには、高速回転するモーター部材は、高い信頼性を必要とするのでろう付けされるが、ろう付け後も高い強度を示す耐熱性が重要であり、本発明の高性能銅合金圧延板が最適である。さらに、発明合金は高い高温強度と耐熱性を有しているので、パワーモジュール等に使用されるヒートシンク材、ヒートスプレッダ材等のＰｂフリーはんだ実装において、薄肉化してもそりや変形が無く、これらの部材に最適である。

一方、強度的に不十分な場合は、さらに０．２６mass％以上のＳｎによる固溶強化により導電性を若干犠牲にしながら強度を向上させる働きがある。０．３２mass％以上でその効果は一層発揮される。また、耐磨耗性は硬さや強度に依存するので、耐磨耗性にも効果がある。下限は、０．００５mass％、最適には０．００８mass％以上であり、強度、マトリックスの耐熱特性、曲げ加工性を得るために必要である。上限の１．４mass％を超えると、熱・電気伝導性、曲げ加工性が低下し、熱間変形抵抗が高くなり、熱間圧延時に割れが生じやすくなる。Ｓｎによる固溶強化よりも導電性を優先すれば、Ｓｎの添加は０．０９５mass％以下、又は０．０４５mass％以下で十分に効果は発揮される。特に、１．４mass％を超えて添加すると、導電性が悪くなる一方で、寧ろ再結晶温度の低下が起こり、Ｃｏ、Ｐ等が析出せずにマトリックスが回復、再結晶してしまう。この観点からも、１．３mass％以下がよく、好ましくは０．９５mass％以下、最適には、０．８mass％以下である。

Ｃｏ、Ｐの含有量の関係、及びＣｏ、Ｐ、Ｆｅ、Ｎｉの含有量の関係は、次の数式を満足しなければならない。Ｃｏの含有量［Ｃｏ］mass％と、Ｎｉの含有量［Ｎｉ］mass％と、Ｆｅの含有量［Ｆｅ］mass％と、Ｐの含有量［Ｐ］mass％との間に、
Ｘ１＝（［Ｃｏ］−０．００７）／（［Ｐ］−０．００９）
として、Ｘ１が３．０〜５．９、好ましくは、３．１〜５．２、より好ましくは３．２〜４．９、最適には３．４〜４．２でなければならない。
また、Ｎｉ、Ｆｅ添加の場合には、
Ｘ２＝（［Ｃｏ］＋０．８５×［Ｎｉ］＋０．７５×［Ｆｅ］−０．００７）／（［Ｐ］−０．００９０）
として、Ｘ２が３．０〜５．９、好ましくは、３．１〜５．２、より好ましくは３．２〜４．９、最適には３．４〜４．２である。Ｘ１、Ｘ２の値が上限を超えると、熱・電気伝導性の低下を大きく招き、強度、耐熱性が低下し、結晶粒成長を抑制できず、熱間変形抵抗も増す。下限より少ないと、熱・電気伝導性の低下を招き、耐熱性、応力緩和特性が低下し、熱間・冷間での延性が損なわれる。特に必要な、高度な熱・電気導電性と強度との関係が得られず、さらには、延性とのバランスが悪くなる。また、Ｘ１、Ｘ２の値が上限及び下限の範囲外になると、目的とする析出物の化合形態やその大きさが得られないので、本発明の課題である高強度・高導電材料が得られない。

本発明の課題である高い強度、高い電気伝導性を得るには、ＣｏとＰの割合が非常に重要になる。組成、加熱温度、冷却速度等の条件が揃えば、析出熱処理によりＣｏとＰは、概ねＣｏ：Ｐの質量濃度比が約４：１から約３．５：１になる微細な析出物を形成する。析出物は、例えばＣｏ_２Ｐ、又はＣｏ_２．ａＰ、Ｃｏ_ｘＰ_ｙ等の化合式で表され、略球状、又は略楕円形で粒径が約３ｎｍ程度の大きさである。具体的には、平面で表される析出物の平均粒径で定義すれば１．５〜９．０ｎｍ（好ましくは１．７〜６．８ｎｍ、より好ましくは１．８〜４．５ｎｍ、最適には、１．８〜３．２ｎｍ）であり、又は析出物の大きさの分布から見れば、析出物の９０％、好ましくは９５％以上が０．７〜１５ｎｍで、さらに好ましくは、０．７〜１０ｎｍであり、最も好ましくは９５％以上が０．７〜５ｎｍであり、そして析出物が均一に析出することにより高強度を得ることができる。

析出物は、均一で微細に分布し、大きさも揃い、その粒径が細かいほど再結晶部の粒径、強度、高温強度に影響を与える。なお、０．７ｎｍの粒径は概ね超高圧の透過型電子顕微鏡（Transmission Electron Microscope以下、ＴＥＭと記す）を用い、７５万倍で観察し、専用のソフトを使えば識別・寸法測定可能な限界のサイズである。従って、もし０．７ｎｍ未満の析出物が存在しても、上記の平均粒径の算出から除外しており、上記した「０．７〜１５ｎｍ」の範囲は「１５ｎｍ以下」と同じ意味であり、「０．７〜１０ｎｍ」の範囲は１０ｎｍ以下と同じ意味である（以下、同様）。なお、析出物には、鋳造段階で生じる晶出物は当然含まれない。また、析出物の均一分散に関して敢えて定義するとすれば、７５万倍のＴＥＭで観察した時、後述する顕微鏡観察位置（極表層等特異な部分を除いて）の任意の２００ｎｍ×２００ｎｍ領域において、少なくとも９０％以上の析出粒子の最隣接析出粒子間距離が、１００ｎｍ以下、好ましくは７５ｎｍ以下、又は平均粒子径の２５倍以内であるか、又は、後述する顕微鏡観察位置の任意の２００ｎｍ×２００ｎｍ領域において、析出粒子が少なくとも２５個以上、好ましくは５０個以上存在すること、すなわち標準的なミクロ的な部位において特性に影響を与える大きな無析出帯がないこと、すなわち、不均一析出帯がないと定義できる。

ＴＥＭでの観察は、冷間加工を施した最終の材料では転位が多く存在するため、最終の析出熱処理後の材料、又は観察に支障をきたすような転位を含まない部位で調査した。当然、材料に析出物が成長するような熱が加わっていないので、析出物の粒径は、ほとんど変わらない。なお、析出物の大きさは、平均粒径で９．０ｎｍを超えると強度への寄与が少なくなり、１．５ｎｍよりも小さいと、強度的にも飽和し、導電性が劣る。また、微細すぎると全てを析出させることが困難である。さらに、析出物の平均粒径は６．８ｎｍ以下が良く、より好ましくは４．５ｎｍ以下であり、最適には、導電性との関係から１．８〜３．２ｎｍである。また、平均粒径が小さくても、粗大な析出物の占める割合が大きいと、強度に寄与しない。すなわち、１５ｎｍを超える大きな析出粒子はさほど強度に寄与しないので、析出粒径が１５ｎｍ以下の割合が、９０％以上、９５％以上であることが好ましく、さらに好ましくは、析出粒径が１０ｎｍ以下の割合が、９５％以上である。最適には、析出粒径が５ｎｍ以下の割合が、９５％以上である。さらには、析出物が均一分散していないと、すなわち無析出帯があると強度は低い。析出物に関し、平均粒径が小さいこと、粗大な析出物がないこと、均一に析出していることの３つの条件を満たすことが最も好ましい。なお、前記及び後述する析出熱処理条件式の値が下限値よりも低い場合、析出物は微細であるが、析出量が少ないために強度への寄与が小さく、導電率も低くなる。析出熱処理条件の値が上限値よりも高い場合、導電率は向上するが、析出物は、平均粒径で１０μｍを超え、１５μｍを超える粗大な粒子が増え、析出物粒子の数が減少し、析出による強度への寄与が小さくなる。なお、析出熱処理の前に冷間圧延されている場合は、析出熱処理条件式の値が下限値よりも低いとマトリックスの延性の回復は少なく、析出熱処理条件式の値が上限値よりも高いとマトリックスの強度は低くなり高強度が得られず、さらに高いと、再結晶と析出物の更なる粗大化が相まって、高強度材は望めない。

本発明においてＣｏとＰが理想的な配合であっても、また、理想的な条件で析出熱処理しても、全てのＣｏ、Ｐが析出物を形成することはない。本発明で工業的に実施できるＣｏとＰの配合及び析出熱処理条件で析出熱処理すると、Ｃｏは概ね０．００７mass％、Ｐは概ね０．００９mass％は、析出物形成にあたらず、マトリックスに固溶状態で存在する。従って、Ｃｏ、Ｐの質量濃度から各々０．００７mass％及び０．００９mass％を差引いて、Ｃｏ、Ｐの質量比を決定する必要がある。すなわち、Ｃｏ、Ｐの組成、又は、単にＣｏとＰとの比率を決定するのでは不十分であり、（［Ｃｏ］−０．００７）／（［Ｐ］−０．００９）の値が３．０〜５．９（好ましくは、３．１〜５．２、より好ましくは３．２〜４．９、最適には３．４〜４．２）が必要不可欠な条件となる。（［Ｃｏ］−０．００７）と（［Ｐ］−０．００９）が最適な比率であるならば、目的とする微細な析出物が形成され、高導電、高強度材になるための大きな条件が満たされる。一方、上述した比率の範囲から離れると、Ｃｏ、Ｐのどちらかが析出物形成にあたらず、固溶状態になり、高強度材が得られないばかりか導電性が悪くなる。また、化合比率の目的と異なった析出物が形成され、析出粒子径が大きくなったり、強度に余り寄与しない析出物であったりするので、高導電、高強度材に成りえない。なお、上述したようにＣｏの概ね０．００７mass％、Ｐの概ね０．００９mass％は、析出物の形成にあたらずマトリックスに固溶状態で存在するので、電気伝導率は、８９％ＩＡＣＳ以下であり、Ｓｎ等の添加元素を考慮すると、概ね約８７％ＩＡＣＳ程度、又はそれ以下となり、又は、熱伝導率で表すと、３５５Ｗ／ｍ・Ｋ程度、又はそれ以下となる。但し、これらの数値は、Ｐを０．０２５mass％含む純銅（りん脱酸銅）と同等の高い水準の電気伝導性を示す数値である。

このように微細な析出物が形成されるので、少量のＣｏ、Ｐで十分高い強度の材料を得ることができる。そして前述のように、Ｓｎは析出物を直接形成するわけではないが、Ｓｎの添加により、熱間圧延時の再結晶化を遅らせ、十分な量のＣｏ、Ｐを固溶させることができる。高い圧延率の冷間圧延がなされた場合、Ｓｎの添加によりマトリックスの再結晶温度を高めるので、マトリックスの回復・一部再結晶化による延性の回復と同じ時期に析出させることができる。当然、析出より再結晶が先行するとマトリックスが完全に再結晶し、軟化し、強度が低くなり、又は析出量が少ないために析出硬化が発揮できないばかりか、未析出のＣｏ、Ｐにより導電性も低くなる。一方、逆にマトリックスが軟化しないままに析出が先行すると、延性に大きな問題が生じ、工業用材料として使えず、析出熱処理条件を高めると析出物が大きくなり、析出による効果が消滅する。

次に、ＮｉとＦｅについて説明する。本発明の課題である高い強度、高い電気伝導性を得るには、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｐの割合が非常に重要になる。ある濃度条件でＮｉ、Ｆｅは、Ｃｏの機能を代替する。ＣｏとＰの場合は、上述したように概ねＣｏ：Ｐの質量濃度比が約４：１から約３．５：１になる微細な析出物が形成される。しかし、Ｎｉ、Ｆｅが有る場合には析出処理により基本のＣｏ_２Ｐ、又はＣｏ_２．ａＰ、Ｃｏ_ｂ．ｃＰのＣｏの一部をＮｉ又はＦｅに置き換えたＣｏ、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｐとの析出物、例えばＣｏ_ｘＮｉ_ｙＰ_ｚ、Ｃｏ_ｘＦｅ_ｙＰ_ｚ等の化合形態になる。その析出物は略球状、又は略楕円形で粒径が約３ｎｍ程度であり、平面で表される析出物の平均粒径で定義すれば１．５〜９．０ｎｍ（好ましくは１．７〜６．８ｎｍ、より好ましくは１．８〜４．５ｎｍ、最適には、１．８〜３．２ｎｍ）、又は、析出物の大きさの分布から析出物の９０％好ましくは９５％以上が０．７〜１５ｎｍで、さらに好ましくは、９５％以上が０．７〜１０ｎｍである。最も好ましくは９５％以上が０．７〜５ｎｍであり、そして析出物が均一に析出することにより高強度を得ることができる。

一方、銅に元素を添加すると電気伝導性が悪くなる。例えば、一般に純銅にＣｏ、Ｆｅ、Ｐを０．０２mass％単独添加しただけで、熱・電気伝導性が約１０％損なわれる。しかし、Ｎｉは０．０２mass％単独添加しても約１．５％しか低下しない。

上述した数式（［Ｃｏ］＋０．８５×［Ｎｉ］＋０．７５×［Ｆｅ］−０．００７）において、［Ｎｉ］の０．８５の係数と、［Ｆｅ］の０．７５の係数は、ＣｏとＰとの結合の割合を１とした場合の、ＮｉとＦｅがＰと結合する割合を表したものである。なお、ＣｏとＰ等の配合比が最適範囲からずれていくと、析出物が減少し、析出物の微細化、均一分散が損なわれ、析出に与らないＣｏ又はＰ等がマトリックスに過分に固溶し、高い圧延率で冷間圧延が行なわれた場合、再結晶温度が低下する。これにより、析出とマトリックスの回復とのバランスが崩れ、本発明の課題の諸特性が具備できなくなるばかりでなく電気伝導性が悪くなる。なお、Ｃｏ、Ｐ等が適正に配合され、微細な析出物が均一分布すればＳｎとの相乗効果により曲げ加工性等の延性等においても著しい効果を発揮する。

Ｆｅ、Ｎｉは、ＣｏとＰとの結合をより効果的に行なわせる働きを持つ。これらの元素の単独の添加は、電気伝導性を低下させ、耐熱性、強度等の諸特性向上に余り寄与しない。Ｎｉは、Ｃｏ、Ｐとの共添加のもと、Ｃｏの代替機能を持つほか、固溶しても導電性の低下量が少ないので、（［Ｃｏ］＋０．８５×［Ｎｉ］＋０．７５×［Ｆｅ］−０．００７）／（［Ｐ］−０．００９）の値が３．０〜５．９の中心値からずれても、電気伝導性の低下を最小限に留める機能を持つ。また、析出に寄与しない場合においては、コネクタ等に要求される応力緩和特性を向上させる。またコネクタのＳｎめっき時のＳｎの拡散も防止する。しかし、Ｎｉを０．２４mass％以上や数式（１．２×［Ｎｉ］＋２×［Ｆｅ］≦［Ｃｏ］）を超えて過剰に添加すると、析出物の組成が徐々に変化し、強度向上に寄与しないばかりか、熱間変形抵抗が増大し、電気伝導性が低下する。なお、Ｎｉの上限は、０.２４mass％であり、好ましくは０.１８mass％であり、より好ましくは、０.０９mass％である。下限は、０.０１mass％であり、好ましくは０.０１５mass％であり、より好ましくは、０.０２mass％である。

Ｆｅは、ＣｏとＰとの共添加のもと、微量の添加で、強度の向上、未再結晶組織の増大、再結晶部の微細化に繋がる。Ｃｏ、Ｐとの析出物形成に関しては、ＮｉよりＦｅの方が強い。ただし、Ｆｅを０．１２mass％以上や数式（１．２×［Ｎｉ］＋２×［Ｆｅ］≦［Ｃｏ］）を超えて過剰に添加すると、析出物の組成が徐々に変化し、強度向上に寄与しないばかりか、熱間変形抵抗が増大し、延性や電気伝導性も低下する。また、数式（［Ｃｏ］＋０．８５×［Ｎｉ］＋０．７５×［Ｆｅ］−０．００７）／（［Ｐ］−０．００９）において、計算値が４．９を超えた場合、Ｆｅの多くが固溶し、導電性を悪くする。以上から、Ｆｅの上限は、０.１２mass％であり、好ましくは０.０６mass％であり、より好ましくは、０.０４５mass％である。下限は、０.００５mass％であり、好ましくは０.００７mass％であり、より好ましくは、０.００８mass％である。

Ａｌ、Ｚｎ、Ａｇ、Ｍｇ、Ｚｒは、電気伝導性をほとんど損なわずに中間温度脆性を低減させ、リサイクル過程で生じて混入するＳを無害化し、延性、強度、耐熱性を向上させる。そのためには、Ａｌ、Ｚｎ、Ａｇ及びＭｇは、それぞれ０．００２mass％以上含有する必要があり、Ｚｒは、０．００１mass％以上含有する必要がある。Ｚｎは、さらにはんだ濡れ性、ろう付け性を改善する。一方で、Ｚｎは、製造された高性能銅合金圧延板が真空溶解炉等でろう付けを行なわれる場合や真空下で使用される場合、高温下で使用する場合等は、少なくとも０．０４５mass％以下、好ましくは０．０１mass％未満である。また、Ａｇは特に合金の耐熱性を向上させる。上限を超えると、上記した効果が飽和するばかりか、電気伝導が低下し始め、熱間変形抵抗が大きくなり、熱間変形能が悪くなる。なお導電性を重視する場合、Ｓｎの添加量は、好ましくは０．０９５mass％以下、最適には、０．０４５mass％以下にするとともに、ＡｌとＭｇは、０．０９５mass％以下、さらには０．０４５mass％以下、ＺｎとＺｒは、０．０４５mass％以下、Ａｇは、０．３％mass％以下にするのが好ましい。

次に、製造工程について図１及び２を参照して説明する。図１は、厚板製造工程の例として工程Ａ乃至Ｄを示す。厚板製造工程の工程Ａは、鋳造、熱間圧延、シャワー水冷を行ない、シャワー水冷の後に析出熱処理、表面研摩を行なう。工程Ｂはシャワー水冷の後に冷間圧延、析出熱処理、表面研摩を行なう。工程Ｃはシャワー水冷の後に析出熱処理、冷間圧延、表面研摩を行なう。工程Ｄはシャワー水冷の後に析出熱処理、冷間圧延、析出熱処理、表面研摩を行なう。なお、表面研摩に代えて酸洗でもよい。図中の析出熱処理Ｅ１、Ｅ２、Ｅ３の違いについては後述する。工程Ａ乃至Ｄにおいては、圧延板の要求される表面性状に応じて、面削工程や酸洗工程を適宜行なう。

この厚板製造工程では、熱間圧延開始温度、熱間圧延終了温度、熱間圧延後の冷却速度が重要となる。なお、本明細書では、熱間圧延開始温度と鋳塊加熱温度とは同一の意味としている。発明合金は、溶体化感受性が低いので、熱間圧延前の所定の温度以上の加熱（少なくとも８２０℃以上、より好ましくは８７５℃以上）でＣｏ、Ｐ等を多く固溶させるが、やはり、熱間圧延終了温度が高いほど、また冷却速度が速いほどＣｏ、Ｐ等を多く固溶する。発明合金は、従来からの熱間圧延の後に行なわれる溶体化熱処理工程が不要であり、熱間圧延開始温度、終了温度、熱間圧延時間、冷却速度等の熱間圧延条件を管理すると熱間圧延工程の中で、十分にＣｏ、Ｐ等を固溶させることができる。但し、熱間圧延開始温度が高すぎるとマトリックスの結晶粒が粗大化するので良くない。そして、熱間圧延の後に析出熱処理をする。熱間圧延と析出熱処理との間に冷間圧延等の加工を加えてもよい。また、熱間圧延に代えて熱間鍛造を同様の温度条件で行なってもよい。

図２は、薄板製造工程の例として工程Ｈ乃至Ｍ（工程Ｌは無し）を示す。工程Ｈは、シャワー水冷の後に冷間圧延、溶体化熱処理、析出熱処理、冷間圧延、回復熱処理を行なう。工程Ｉは、シャワー水冷の後に冷間圧延、再結晶化熱処理、冷間圧延、溶体化熱処理、析出熱処理、冷間圧延、回復熱処理を行なう。工程Ｊは、シャワー水冷の後に冷間圧延、溶体化熱処理、冷間圧延、析出熱処理、冷間圧延、回復熱処理を行なう。工程Ｋは、シャワー水冷の後に冷間圧延、溶体化熱処理、析出熱処理、冷間圧延、析出熱処理、冷間圧延、回復熱処理を行なう。工程Ｍは、シャワー水冷の後に冷間圧延、溶体化熱処理、冷間圧延（行わない場合もある）、析出熱処理、冷間圧延、回復熱処理を行なう。工程Ｈ乃至Ｍにおいては、圧延板の表面性状を良くするために、面削工程や酸洗工程を適宜行なう。ここでの溶体化熱処理工程は、冷間圧延による薄板プロセスの中で０．１〜４ｍｍの板材を熱処理する際、連続で高温の加熱帯（８２０〜９６０℃）の所謂ＡＰラインを短時間で通過させることにより熱処理する方法であり、洗浄工程も付いている。ＡＰラインでは冷却速度が５℃／秒以上になる。図中の析出熱処理Ｅ４については後述する。

この薄板製造工程では、熱間圧延条件はあまり重要ではない。厚板製造工程で重要であった熱間圧延の諸条件の代わりに、圧延材の溶体化熱処理の温度とその熱処理後の冷却速度が重要となる。発明合金は、所定の温度以上の加熱（８２０℃以上）でＣｏ、Ｐ等をより多量に固溶させるが、やはり、加熱温度が高いほど、また、冷却速度が速いほどＣｏ、Ｐ等を多く固溶させる。但し、加熱温度が高すぎると結晶粒が粗大化（５０μｍを超える）するので曲げ加工性が良くない。析出熱処理自体も、工程Ａ乃至Ｄと同様の条件でよい。なぜなら、この薄板製造工程では、一旦、Ｃｏ、Ｐを固溶させているからである。但し、工程Ｊ、Ｋで冷間圧延率が４０％又は５０％を超える場合、最高強度を得ようとすると導電性の回復が遅れ、また延性も悪くなるので、析出熱処理により再結晶の直前の状態にする、又は一部を再結晶させる。

次に、熱間圧延について説明する。熱間圧延に用いられる鋳塊は、厚みは１００〜４００ｍｍで、幅３００〜１５００ｍｍ、長さが５００〜１００００ｍｍ程度である。鋳塊は、８２０〜９６０℃に加熱され、所定の厚みまで熱間圧延が終了するのに、３０〜５００秒程度時間を要する。その間、温度は低下していき、特に厚みが２５ｍｍ又は２０ｍｍ及びそれ以下の厚みになると圧延材の温度低下は著しくなる。温度低下が少ない状態で熱間圧延される方が当然好ましい。そして、発明合金は、Ｃｏ、Ｐ等の析出速度が遅いので、熱間圧延材の溶体化状態を維持するためには、熱間圧延終了後の７００℃、又は最終の熱間圧延終了後の温度から３００℃までの平均冷却速度が５℃／秒以上が必要であるが、典型的な析出型合金のように１００℃／秒のような急冷は必要でない。

厚板製造工程の場合、熱間圧延後に冷間圧延工程がないか、又はあっても５０％以下又は６０％以下の少ない圧延率しか与えられないため加工硬化による強度向上が望めないので、熱間圧延後直ちに急冷、例えば水槽への水冷、シャワー水冷、強制空冷等を行なうことが好ましい。鋳塊の加熱温度が８２０℃未満の温度では、Ｃｏ、Ｐ等が十分に固溶・溶体化しない。そして、発明合金は、高い耐熱性を持つので、熱間圧延時の圧延率との関係もあるが熱間圧延によって完全に鋳造組織を破壊できず、鋳造組織が残留する虞がある。一方、加熱温度が９６０℃を超えると溶体化状態も概ね飽和し、熱間圧延材の結晶粒の粗大化を引き起こし、材料特性に悪影響を与える。好ましくは、鋳塊加熱温度は８５０〜９４０℃で、より好ましくは８７５〜９３０℃であり、最適には、熱間圧延材の厚みが概ね３０ｍｍ以上、又は、熱間圧延加工率が、概ね８０％以下の場合は、８７５〜９２０℃であり、熱間圧延材の厚みが、３０ｍｍ未満、又は、熱間圧延加工率が、概ね８０％を超える場合は、８８５〜９３０℃である。

組成との関係において、Ｃｏが０．２５mass％を超える場合は、鋳塊加熱温度は、好ましくは８８５〜９４０℃であり、より好ましくは８９５〜９３０℃である。なぜなら、Ｃｏ等をより多く固溶させるためには温度が高い方が良く、Ｃｏを多く含有することによって熱間圧延時の再結晶粒を細かくすることができるからである。さらに圧延中の鋳塊（熱間圧延材）の温度低下を考慮に入れると、圧延速度を大きくとり、１パスの圧下量（圧延率）を大きくとり、具体的には５パス目以降の平均圧延率を２０％以上にして圧延回数を減らすと良い。これにより、再結晶粒を細かくし、結晶成長を抑制することができる。また、ひずみ速度を上げると再結晶粒が小さくなる。圧延率を高くし、ひずみ速度を上げることにより、Ｃｏ、Ｐはより低温まで固溶状態が維持される。

鋳塊を９６０℃以下の中でより高い温度に加熱し熱間圧延を開始すると、Ｃｏ、Ｐ等はより多く固溶し、後の析出熱処理でより多くのＣｏ、Ｐ等が析出し、析出強化により強度は上がるが、結晶粒径は大きくなる。結晶粒径が７０μｍを超えると曲げ加工性、延性、高温での延性に問題が生じる。一方、例えば、鋳塊の加熱温度が低く、圧延材の結晶粒径が６μｍ未満であると、溶体化がやや不十分となり高強度が得られず、高温での強度が低くなり、耐熱性が低くなる。よって、結晶粒径の上限は、７０μｍ以下であり、５５μｍ以下が良く、より好ましくは５０μｍ以下であり、最適には４０μｍ以下である。下限は、６μｍ以上であり、８μｍ以上が良く、より好ましくは１０μｍ以上、最適には１２μｍ以上である。

熱間圧延条件の別の表現方法として、結晶粒と熱間圧延加工率の関係において、次のように規定することもできる。すなわち、熱間圧延の加工率をＲＥ０（％）（加工率：ＲＥ０＝１００×（１−（最終の板材の厚み／鋳塊の厚み）））とし、熱間圧延後の結晶粒径をＤμｍとしたとき、５．５×（１００／ＲＥ０）≦Ｄ≦９０×（６０／ＲＥ０）であり、好ましくは、８×（１００／ＲＥ０）≦Ｄ≦７５×（６０／ＲＥ０）であり、最適には、１０×（１００／ＲＥ０）≦Ｄ≦６０×（６０／ＲＥ０）である。本発明合金の熱間圧延において、所定の圧延条件にしたがって熱間圧延を行うと、加工率が概ね６０％以上で、粗大な鋳塊の金属組織が破壊され、再結晶組織になる。そして再結晶直後の段階では、結晶粒は大きいが、圧延加工を進めるに従って、より細かな結晶粒になる。この関係から、上限の条件は好ましい範囲として、９０μｍに（６０／ＲＥ０）を乗じた。下限は、その逆で、加工率が小さいほど結晶粒が大きいので、５．５μｍに（１００／ＲＥ０）を乗じた。そして、熱間圧延後の結晶粒を圧延方向に沿った断面で観察したとき、結晶粒の圧延方向の長さをＬ１、結晶粒の圧延方向に垂直な方向の長さをＬ２とすると、Ｌ１／Ｌ２の平均が４．０以下であることが必要である。すなわち、熱間圧延材の厚みが薄くなると、後述するように熱間圧延の後半には、温間圧延状態になることがあり、結晶粒は圧延方向にやや延びた形状を呈する。圧延方向に延びた結晶粒は、転位密度が低いので延性に大きな影響を及ぼさないが、Ｌ１／Ｌ２が大きくなるに従って延性に影響を及ぼすようになる。さらに厚板材の場合、冷間圧延率が大きくとれず、また、再結晶を伴う熱処理が行われないので圧延方向に延びた結晶粒が基本的に残り、強度、特性の異方性、曲げ加工性や耐熱性に問題が生じる。Ｌ１／Ｌ２の平均が２．５以下であることが好ましく、冷間加工率が３０％以下の厚板の場合を含め、最適には１．５以下である。

熱間圧延プロセスの中で特に重要なことは、発明合金は７００〜８００℃の間、約７５０℃を境にして動的及び静的再結晶ができるかどうかである。そのときの熱間圧延率、ひずみ速度、組成等にもよるが、約７５０℃を超える温度では、静的・動的再結晶化により、大部分が再結晶化し、約７５０℃より低い温度になると再結晶化率は低下し、７００℃以下ではほとんど再結晶しない。なお、境界の温度はプロセス中の圧延率、圧延速度、ＣｏとＰの合計含有量と組成比にも依存する。圧延率を高くとるほど、また、短時間で強ひずみを与えるほど、境界温度は低温側に移行する。境界温度の低下は、Ｃｏ、Ｐ等をより低温側まで固溶状態にさせ、後の析出熱処理時の析出量を多くし、かつ微細なものにすることができる。厚み、１５０〜２５０ｍｍの鋳塊を約９００℃で熱間圧延を開始し、平均圧延率を２５％とすると、熱間圧延後の板厚が例えば２５〜４０ｍｍの場合、熱延最終温度は７７０〜８５０℃で、９０％以上の再結晶状態を得ることができる。厚板の場合、その後の工程で高い圧延率の冷間圧延が工業上できないので、熱間圧延前の加熱や熱間圧延後の５℃／秒以上の冷却速度により、Ｃｏ、Ｐ等をより多く固溶状態にしておくことが必要である。一方で、機械的特性等に影響を与える結晶粒の大きさとのバランスが重要である。圧延開始温度が高いと熱間圧延後の結晶粒径が大きくなるので、両者のバランスの上で圧延条件が詳細に決定される。

熱間圧延材の厚みが２５ｍｍ以下の厚板の場合、熱間圧延材の温度は、圧延開始温度より約１００℃又は１００℃以上低くなり、厚みが薄くなるほどその温度低下は加速され、厚み１５〜１８ｍｍの場合、約１５０℃又は１５０℃以上低くなり、さらに、１パスの圧延に要する時間も約２０秒以上で、条件によっては約５０秒掛かる。熱間圧延材は、温度と時間から考えると、従来の合金ではＣｏ、Ｐ等に相当する析出に関係する元素が固溶している状態ではない状況にありながら、発明合金では工業上十分な固溶状態にある。さらには、後述の如く熱間圧延後、５℃／秒以上のシャワー強制冷却によってこの溶体化状態が維持できる。このような溶体化感受性を低くさせている要因の1つが、Ｃｏ、Ｐ等に加え、微量のＳｎの含有が挙げられる。一般的な析出硬化型銅合金の場合、最終の熱間圧延材の温度が、所定の溶体化温度より、１００℃以上低い温度になり、かつ熱間圧延に１００秒を超える時間を要すると、材料の析出がかなり進行し、強度に寄与する析出余力がほとんど残らない。本発明合金はこのように熱間圧延中に温度低下があり、かつ熱間圧延に時間が掛かっても析出余力が十分に残っているので、従来の析出合金と大きく異なる。

熱間圧延後の冷却においては、発明合金はＣｒ−Ｚｒ銅等に比べ遥かに溶体化感受性が低いので、冷却中の析出を防ぐための、例えば、１００℃／秒を超えた冷却速度を特に必要としない。しかし、材料が熱間圧延後の高温状態に長時間放置された場合、強度等に寄与しないＣｏ、Ｐ等の粗大な析出粒子の析出が進むことから、熱間圧延後に数℃／秒、又は数十℃／秒のオーダーで冷却するのが良い。具体的には７００℃、又は圧延直後から、３００℃の温度領域までの材料の平均冷却速度が２℃／秒以上、好ましくは３℃／秒以上、より好ましくは５℃／秒以上、最適には、１０℃／秒以上で冷却されるのが良い。特に厚板のように後工程で冷間圧延を実施することが困難な場合は、５℃／秒以上、好ましくは１０℃／秒以上の冷却速度とし、少しでも多くのＣｏ、Ｐを固溶させ、析出熱処理で微細な析出粒子を多く析出させるとより高い強度が得られる。

次に、薄板製造工程の熱間圧延について説明する。薄板を製造する場合、最終の熱間圧延材は一般的に１８ｍｍ以下、又は１５ｍｍ以下の厚みまで圧延されるので、温度が低下し約７００℃〜７５０℃、又は７００℃以下になる。約７５０℃以下の状態で圧延すると、再結晶化率は低下し、７００℃以下では熱間圧延プロセスの中で、ほとんど再結晶せず、温間圧延の状態になる。ただし、温間圧延は、冷間圧延と異なり、延性の回復現象を伴う状態にあり、加工ひずみは少ない。この状態は、一部で析出物が生成するものの、加工ひずみが冷間より少ないため、Ｃｏ、Ｐ等の析出速度は遅く、Ｃｏ、Ｐ等の多くは固溶状態にある。薄板用途においても、熱間圧延材をより早く冷却することが好ましく、２℃／秒以上の冷却速度が必要である。なお、熱間圧延後の材料の金属組織が、最終製品にまで影響を与えるので、熱間圧延後の結晶粒は細かい方が良い。具体的には温間加工で、結晶粒が圧延方向に延びているが、好ましくは、結晶粒度は７〜５０μｍ、より好ましくは７〜４０μｍが良い。

薄板製造工程の中で、溶体化処理の条件は、最高到達温度が８２０〜９６０℃で「最高到達温度−５０℃」から最高到達温度までの範囲での保持時間が２〜１８０秒であり、最高到達温度をＴｍａｘ（℃）とし、保持時間をｔｓ（ｓ）とすると９０≦（Ｔｍａｘ−８００）×ｔｓ^１／２≦６３０の範囲である。薄板の場合、鋳塊に比べ、厚みが薄いこと、金属組織が細かいことから、８２０℃以上に温度を上げると、加熱時の温度上昇を考慮すればＣｏ、Ｐ等の拡散が、数秒又は数十秒の早い時間で概ね終了する。従って、Ｃｏ、Ｐ等の溶体化に関しては、最高到達温度は、時間に比べ重要な条件である。一方、結晶粒径に関しては、金属組織中に存在していた、又は、この熱処理で新たに生成したＣｏ、Ｐ等の析出物の存在が重要になる。熱処理の加熱途中でＣｏ、Ｐ等の析出物は、多くは消滅するが、幾らかは、成長又は新たに生成し、平均粒径が約２０ｎｍになり、結晶粒の成長を抑制する。この粒子は、さらに高温に曝されると消滅し、幾らかのタイムラグはあるが結晶粒は粗大化する。つまり、結晶粒を抑制するＣｏ、Ｐ等の析出物の消滅に関しては、温度と時間の両因子が重要である。以上の内容、及び保持時間がごく短いことを考慮すると、保持時間を「最高到達温度−５０℃」から最高到達温度までの間に保持される時間で定義しても差し支えない。温度範囲の上限を超えると結晶粒が粗大化し、下限より小さいとＣｏ、Ｐ等が十分に固溶しない。

このように、上式に従った適切な条件で溶体化処理すると、例えば、加熱中の７５０〜８２０℃で存在する約２０ｎｍのＣｏ、Ｐ等の析出物によって結晶粒成長が抑制され、８２０℃以上になるとそれら析出物の殆どが消滅し、Ｃｏ、Ｐ等は固溶状態になり、５０μｍ、又は７０μｍを超える結晶粒粗大化直前の結晶粒成長の段階で、冷却が開始される。このプロセスの中で重要なことは、強度に寄与するＣｏ、Ｐ等の微細析出物と異なった、８２０℃より僅かに低い温度で存在する結晶粒成長を抑制する約２０ｎｍのＣｏ、Ｐ等の析出物があり、この析出物の消滅を温度と時間を制御することにより、Ｃｏ、Ｐ等を固溶状態にさせることができる。冷却速度は、固溶したＣｏ、Ｐが析出しないように早くしなければならない。７００〜３００℃の温度域は少なくとも、５℃／秒、好ましくは１０℃／秒以上で冷却することが望ましい。また、溶体化処理後の結晶粒径は、６〜７０μｍ、好ましくは、７〜５０μｍ、より好ましくは、７〜３０μｍ、最適には８〜２５μｍが良い。発明合金は、Ｃｏ、Ｐの作用により他の銅合金に比して、高温での結晶粒成長が少ないので、溶体化処理後にも結晶粒が粗大化しない。上記の微細な再結晶粒径の範囲は、強度を向上させるだけでなく、曲げ加工の加工限界と加工表面状態、絞り加工やプレス加工表面状態を向上させる。溶体化処理の最適条件は、Ｃｏ添加量により多少変動する。

溶体化処理の条件は、Ｃｏ、Ｐが適正な数式を満足しておれば、下記のようになる。
Ｃｏ：０．１４〜０．２１mass％のとき、最適な熱処理条件は、最高到達温度が８２５〜８９５℃で「最高到達温度−５０℃」から最高到達温度までの範囲での保持時間が３〜９０秒であって、最高到達温度をＴｍａｘ（℃）、保持時間をｔｓ（ｓ）、熱処理指数Ｉｔａ＝（Ｔｍａｘ−８００）×ｔｓ^１／２とすると、熱処理指数Ｉｔａが９０≦Ｉｔａ≦５４０の範囲である。
Ｃｏ：０．２１〜０．２８mass％のとき、最適な熱処理条件は、最高到達温度が８３０〜９０５℃で「最高到達温度−５０℃」から最高到達温度までの範囲での保持時間が３〜９０秒であって、熱処理指数Ｉｔａが９８≦Ｉｔａ≦５９０の範囲である。
Ｃｏ：０．２８〜０．３４mass％のとき、最適な熱処理条件は、最高到達温度が８３５〜９１５℃で「最高到達温度−５０℃」から最高到達温度までの範囲での保持時間が３〜９０秒であって、熱処理指数Ｉｔａが１０５≦Ｉｔａ≦６３０の範囲である。
Ｃｏ、Ｐ等の量が多いほど、それらを十分に固溶状態にするためには、温度を少し高く、又は時間を少し長くする必要がある。

溶体化処理の温度を上げて、より多くのＣｏ、Ｐ等を固溶状態にし、後の析出熱処理で多くの析出物を析出させて強度を上げても、溶体化時の再結晶粒が粗大化すると曲げ加工性や延性が悪くなり、また、再結晶粒径が大きいと強度面でも析出による効果が相殺され、トータル的に強度が上がらず、コネクタ材等の用途に適さない。結晶粒径の下限側は、Ｃｏ、Ｐ等の溶体化の点と応力緩和の点から、平均結晶粒径が６μｍ未満であると悪くなり、好ましくは７μｍ以上である。すなわち、発明合金の機械的性質から、析出による強化と結晶粒の粗大化による、曲げ加工性、延性の低下及び強度の低下を総合的に判断すると、前記の溶体化処理条件で、結晶粒がより好ましい範囲である７〜３０μｍにあることが好ましい。さらに好ましくは、８〜２５μｍである。発明合金は、Ｃｏ、Ｐ、Ｓｎの添加により高温での結晶成長を抑制することができ、かつ、加熱後の析出が遅いので、溶体化処理の高温短時間連続熱処理で、十分にＣｏ、Ｐ等を固溶させることができる。一般的な銅合金は、短時間であっても、８２０℃以上、特に８４０℃以上に１０秒程度加熱すると、急激に結晶粒は大きくなり、例えば３０μｍ又はそれ以下の再結晶粒を得るのは困難である。なお、本溶体化熱処理後の材料は、マトリックスが完全に再結晶し、析出物もほとんど存在しないので、延性が頗る高く、異方性がほとんどないので、深絞り、ヘラ絞りを含めた絞り性や成形性に優れる。また、絞り成形の程度によっては、次の冷間圧延で４０％以下の圧延率を施した圧延材であれば十分に成形性に富む。これらの熱処理材及び圧延材で絞り成形等で成形し、後述する析出熱処理を施すと絞り成形等による加工硬化も加わって高強度でかつ高導電材になる。

次に、冷間圧延について説明する。冷間圧延による導電性の低下は、発明合金では他の銅合金より著しい。例えば、析出熱処理後の次の冷間圧延で冷間圧延率が高くなると、析出粒子が小さいので、析出粒子近傍の原子の状態の乱れが導電性に悪い影響を与え、また、空孔が増大することより導電性が低くなる。これを回復するためにも、次の析出熱処理や回復熱処理が必要になる。

次に、析出熱処理について説明する。溶体化状態にある発明合金は、適切な温度に上げ、時間が長くなるに従って析出量が増える。析出物が微細で、均一に分散しておれば強度は上昇する。溶体化状態にある発明合金を比較的低い圧延率（４０％未満、特に３０％未満）で冷間加工した場合、冷間加工による加工硬化と析出熱処理によるＣｏ、Ｐ等の析出により、延性を余り損なわずに、高い強度と高い導電性を有するものが得られる。この段階では、冷間加工の影響により、微細なＣｏ、Ｐ等の析出物が得られる析出ピーク温度は、冷間加工なしの場合比べ、拡散が容易になることにより低温側に移行する。このピーク温度では、発明合金のマトリックスの耐熱性が高いので、マトリックスの軟化・回復現象は起こるが、再結晶は生じない。

薄板工程材で、溶体化状態後、高い圧延率（例えば４０％、又は５０％以上、特に６５％以上）で冷間加工を施された場合、析出熱処理時においてマトリックスの軟化現象は低温側にシフトし、回復、再結晶が起こる。さらに拡散が容易になるので、析出も低温側に移行するが、マトリックスの再結晶温度の低温側へのシフトの方が上回るので、優れた強度、導電性、延性のバランスをとるのが困難になる。すなわち、析出熱処理温度が後述する適正温度条件より低い場合、冷間加工による加工硬化により強度は確保されるが延性が悪く、また、析出が僅かなために析出硬化分が少なく、さらに析出が不十分なために導電性が悪い。析出熱処理温度が後述する適正温度条件より高い場合、マトリックスの再結晶化が進むので、延性に優れるが、冷間加工による加工硬化を享受できなくなる。また、析出が進むので最高の導電性が得られるが、再結晶化が進むにつれ、析出粒子が成長し強度への寄与が低くなる。

すなわち、マトリックスを再結晶直前の状態、又は部分的に再結晶の状態にまで軟化・回復させるとともに、Ｃｏ、Ｐ等の析出を十分に進行させ、高い導電性が得られる状態にする。なお、この再結晶粒には、析出熱処理時に生成した転位密度の低い結晶を含むものとする。強度的には、マトリックスの軟化とＣｏ、Ｐ等の析出による硬化が相殺され、さらにマトリックスの軟化が少し勝る状態、すなわち高い圧延率を施した冷間加工状態より少し低いレベルに留めるのが良い。マトリックスの状態は、具体的には、再結晶化率４０％以下、好ましくは３０％以下、最適には再結晶直前の状態から再結晶率２０％以下の金属組織状態である。再結晶率が２０％以下であっても、元の結晶粒界を中心に微細な再結晶粒が生成するので高い延性が得られる。さらに析出熱処理後に最終冷間加工を施しても高い延性が保持される。なお、再結晶率が４０％を超えるとさらに導電性、延性が向上するが、マトリックスの更なる軟化と析出物の粗大化により、高強度材は得られず、応力緩和特性も悪くなる。この析出熱処理時に生じた再結晶部分の平均結晶粒径は、０．７〜７μｍ好ましくは、０．７〜５．５μｍ、より好ましくは、０．７〜４μｍが良い。

析出熱処理の条件を示す。ここで熱処理温度をＴ（℃）、保持時間をｔｈ（ｈ）、冷間圧延の圧延率をＲＥ（％）、熱処理指数Ｉｔ１＝（Ｔ−１００×ｔｈ^−１／２−１１０×（１−ＲＥ／１００）^１／２）とする。基本的な析出熱処理条件は、４００〜５５５℃で１〜２４ｈであって、２７５≦Ｉｔ１≦４０５の関係を満たすことである。また、各製造工程において、より好ましい析出熱処理Ｅ１乃至Ｅ４は次のようになる。
析出熱処理Ｅ１：一般的な条件であって、主に熱間圧延の後に冷間圧延が行なわれずに析出熱処理が行なわれる場合や、冷間圧延の前や後に１回だけ析出熱処理が行なわれる場合の条件である。４００〜５５５℃で１〜２４ｈであって、２７５≦Ｉｔ１≦４０５である。より好ましくは、圧延率が５０％未満の場合は、４４０〜５４０℃で１〜２４ｈであって、３１５≦Ｉｔ１≦４００であり、圧延率が５０％以上の場合は、４００〜５２５℃で１〜２４ｈであって、３００≦Ｉｔ１≦３９０である。薄板の場合、前記のように強度、導電性、延性のバランスを考えた析出熱処理とする。この熱処理は、通常、バッチ方式で行なわれる。なお、これら析出熱処理条件は、熱間圧延の溶体化状態、Ｃｏ、Ｐ等の固溶状態にも関係しており、例えば熱間圧延の冷却速度が速いほど、また熱間圧延終了温度が高いほど、前記不等式において、最適条件は、上限側に移行する。

析出熱処理Ｅ２：高強度を主目的としながら高い導電率も確保する析出熱処理であり、主に冷間圧延の前後に析出熱処理が行なわれる場合において冷間圧延の後に行なう析出熱処理の条件である。圧延率が５０％未満の場合は、４４０〜５４０℃で１〜２４ｈであって、３２０≦Ｉｔ１≦４００であり、圧延率が５０％以上の場合は、４００〜５２０℃で１〜２４ｈであって、３０５≦Ｉｔ１≦３９５である。薄板の場合、強度だけでなく、導電性、延性のバランスを重視している。通常、バッチ方式で行なわれる。

析出熱処理Ｅ３：強度が最高となる析出熱処理より、０〜５０℃低い状態で熱処理する。析出量が少ないので、強度、導電性ともに少し低い。言い換えれば析出余力が残っており、この後に析出熱処理Ｅ２を施すと析出が進むので、より高い導電性、強度が得られる。主に冷間圧延の前後に析出熱処理が行なわれる場合において冷間圧延の前に行われる析出熱処理の条件である。圧延率が５０％未満の場合は、４２０〜５２０℃で１〜２４ｈであって、３００≦Ｉｔ１≦３８５であり、圧延率が５０％以上の場合は、４００〜５１０℃で１〜２４ｈであって、２８５≦Ｉｔ１≦３７５である。通常、バッチ方式で行なわれる。

析出熱処理Ｅ４：薄板を製造するときに、析出熱処理Ｅ１、Ｅ２及びＥ３に代えて所謂ＡＰライン（連続焼鈍洗浄ライン）で行なう高温短時間熱処理の条件である。Ｃｒ −Ｚｒ銅等の溶体化、時効型の銅合金では、ＡＰライン、連続熱処理ラインのような短時間熱処理で、マトリックスを余り再結晶させずに十分に析出させることは困難である。この方法は、コストが安く、生産性も高く、薄板同士がへばりつく不具合も無く、且つひずみの良好な薄板が製造できる。また、洗浄設備を並設すると生産性が良くなる。しかし、高温から冷却するので、析出熱処理Ｅ２及びＥ３に比べて導電性が少し悪い。析出熱処理を複数回行なう場合、最終以外の析出熱処理に適する。条件は、最高到達温度が５４０〜７６０℃で「最高到達温度−５０℃」から最高到達温度までの範囲での保持時間が０．１〜２５分であって、最高到達温度をＴｍａｘ（℃）とし、保持時間をｔｍ（ｍｉｎ）、冷間圧延率をＲＥ（％）、熱処理指数Ｉｔ２＝（Ｔｍａｘ−１００×ｔｍ^−１／２−１００×（１−ＲＥ／１００）^１／２）とすると、３３０≦Ｉｔ２≦５１０の範囲である。より好ましくは最高到達温度が５６０〜７２０℃で「最高到達温度−５０℃」から最高到達温度までの範囲での保持時間が０．１〜２分であって、熱処理指数Ｉｔ２が３６０≦Ｉｔ２≦４９０の範囲である。最終の冷間圧延の冷間圧延率にもよるが、マトリックスを一部再結晶させる場合は、３７０≦Ｉｔ２≦５１０がよい。なお、前記条件の中で、５４５〜６４０℃で０.５〜２０分、又は３４５≦Ｉｔ２≦４８５、最適には、５５５〜６１５℃で、１〜１２分、又は３６５≦Ｉｔ２≦４６５で短時間析出熱処理を行うと、高導電で高強度になる。このような短時間で高い導電性と強度が得られることは、従来の析出型銅合金ではありえない。前記の絞り成形やプレス成形した溶体化熱処理材や圧延材を、この析出処理プロセスで熱処理すると、成形時の加工硬化も加わって高強度で高導電性の部材を効率よく製造できる。勿論時間を掛けた析出熱処理Ｅ３を施すと、より高導電の部材が作れる。なお、絞り材等の圧延率ＲＥ（％）は、絞り成形による断面減少率を圧延による加工率すなわち断面減少率と同じとみなしてよく、絞り成形による断面減少率を圧延率に加算する。

一般的な析出硬化型銅合金では、短時間であっても約６００℃や７００℃での加熱時間が長いと析出物は粗大化し、加熱時間が短いと析出に時間が掛かり目的とするサイズや量の析出物が得られない、又は一旦生成した析出物が再度消滅し固溶する。このように、高強度で高導電材を得ることはできない。一般の析出型合金の最適な析出条件は、数時間、数十時間かけて行われるものであるが、本発明のように０.１〜２５分の短時間で析出熱処理を行なえることは、発明合金の大きな特徴である。

析出熱処理をした場合、再結晶化又は銅合金の再結晶時の特徴である双晶の形成とともに再結晶部の析出粒子は大きくなる。析出粒子が大きくなるにつれ、析出による強化が小さくなり、すなわち強度に余り寄与しなくなる。一旦、析出物が析出すると、その粒子の大きさは、溶体化処理−析出熱処理する以外に、基本的には小さくならない。再結晶化率を規定することにより、析出物の大きさを制御することができる。析出粒子が大きくなると、応力緩和特性も悪くなる。

これらの析出熱処理により得られる析出物は、粒径を測定するときの平面上で略円形、又は略楕円形状であり、平均粒径で１．５〜９．０ｎｍ、好ましくは１．７〜６．８ｎｍ、より好ましくは１．８〜４．５、最適には１.８〜３．２ｎｍ、又は析出物の９０％以上、好ましくは９５％以上が０．７〜１５ｎｍ、さらに好ましくは、０．７〜１０ｎｍであり、最も好ましくは９５％以上が０．７〜５ｎｍである微細析出物が均一分散しているのが良い。特に、厚板のように冷間圧延を施さない、又は冷間圧延を行っても冷間圧延率が約３０％又はそれ以下の場合や、薄板の溶体化処理後の冷間圧延率が約３０％又はそれ以下の場合等のように、加工硬化による強度向上の恩恵が少ない場合は、析出熱処理時に析出物の粒径を細かくしなければ高強度材に成り得ない。その場合は、析出物の粒径をより好ましい範囲である１．８〜４．５ｎｍ、最適範囲である１.８〜３．２ｎｍにする必要がある。

薄板の製造工程内で、冷間圧延を行い、析出熱処理した後の金属組織は、マトリックスを完全な再結晶組織とせず、再結晶化率が０〜４０％（好ましくは０〜３０％、さらに好ましくは０〜２０％）であることが望ましい。

従来の銅合金は、高い圧延率、例えば４０％又は５０％を超えると、冷間圧延により加工硬化し延性が乏しくなる。そして、焼鈍又は熱処理することによって金属組織を完全な再結晶組織にすると軟らかくなり、延性は回復する。しかし、焼鈍において未再結晶粒が残留すると、延性の回復は不十分であり、未再結晶組織の割合が６０％を超えると特に不十分になる。ところが発明合金の場合、このような未再結晶組織の割合が６０％以上残留しても、また、未再結晶組織が残るような冷間圧延と焼鈍を繰り返し実施しても、良好な延性を備えるのが特徴である。発明合金は、再結晶を開始する温度より少し低い温度条件で熱処理し、未再結晶金属組織を有した材料であっても、マトリックスの延性が回復し、材料そのものの延性に富むのが特徴である。再結晶組織を含むとさらに延性は向上する。

また、延性を向上させる以外にも、導電性をさらに向上するために、４０％以下の再結晶率で再結晶化を行なうことが必要である。また、２回の析出熱処理がある場合には、始めの析出熱処理時の再結晶率を高くしておいたほうが良い。再結晶前でも、Ｃｏ、Ｐ等の微細析出により、導電性が向上するが、不十分である。再結晶が始まると同時に、析出は一層進み、導電性が著しく向上する。始めの析出熱処理で再結晶率を高くして予め導電性を上げておき、２度目の析出熱処理時に、Ｃｏ、Ｐ等の微細析出による強度寄与と同時に、導電性も上げればよい。最終の析出熱処理の再結晶化率を上げると、当然最終製品の強度が低くなる。

薄板の場合、仕上げの冷間圧延の後に最終に回復熱処理を施すことが基本的に必要である。但し、回復熱処理は、厚板の場合、最終が析出熱処理である場合、最終の板材からさらにはんだ付けやろう付け等の熱を加える場合、及び板材を製品形状にプレスで打ち抜いたり絞り成形してから回復処理や析出熱処理を行う場合等は、必ずしも必要ではない。また、製品において、ろう付け等の熱処理後に回復熱処理を施してもよい。回復熱処理の意義は以下の通りである。
１．材料の曲げ加工性・延性を高める。冷間圧延で生じたひずみをミクロ的に減少させ、伸び値を向上させる。曲げ試験で生じる局部変形に対して効果を持つ。
２．弾性限を高め、縦弾性係数を高め、その結果コネクタ等に必要なばね性を向上させる。
３．自動車用途等で、１００℃に近い使用環境において、応力緩和特性を良くする。これが悪いと、使用中、永久変形し、所定の強度等が生かせなくなる。
４．導電性を向上させる。最終圧延前の析出熱処理において、微細な析出物があり実質的に未再結晶組織である。その結果、再結晶組織材を冷間圧延した場合より、導電性の低下が著しい。最終圧延によって、ミクロ的な空孔の増大、Ｃｏ、Ｐ等の微細析出物近傍の原子の乱れ等により導電性が低下しているが、この回復熱処理により、前工程の析出熱処理に近い状態にまで原子レベルでの変化が生じ、導電性が向上する。なお、再結晶状態のものを圧延率４０％で冷間圧延すると、導電率の低下は１〜２％に過ぎないが、未再結晶状態にある発明合金は、導電率が３〜５％低下する。この処理によって３〜４％の導電率が回復するが、この導電率の向上は、高導電材にとって顕著な効果である。
５．冷間圧延によって生じた残留応力を開放する。

回復熱処理の条件は、最高到達温度が２００〜５６０℃であり、「最高到達温度−５０℃」から最高到達温度までの範囲での保持時間が０．０３〜３００分であって、析出熱処理後の冷間圧延の圧延率をＲＥ２、熱処理指数Ｉｔ３＝（Ｔｍａｘ−６０×ｔｍ^−１／２−５０×（１−ＲＥ２／１００）^１／２）とすると、１５０≦Ｉｔ３≦３２０、好ましくは１７５≦Ｉｔ３≦２９５である。この回復熱処理では析出はほとんど起こらない。原子レベルの移動により、応力緩和特性、導電性、ばね特性、延性が向上する。上述した不等式の析出熱処理条件の上限を超えるとマトリックスが軟化し、場合によっては再結晶化し始め、強度が低くなる。前述のように再結晶化が始まると、析出粒子は成長し、強度に寄与しなくなる。下限を下回ると、原子レベルでの移動が少ないので、応力緩和特性、導電性、ばね特性、延性が向上しない。

これらの一連の熱間圧延プロセスで得られた高性能銅合金圧延板は、導電性と強度に優れ、導電率が４５％ＩＡＣＳ以上で、導電率をＲ（％ＩＡＣＳ）、引張強度をＳ（Ｎ／ｍｍ^２）、伸びをＬ（％）、としたとき、（Ｒ^１／２×Ｓ×（１００＋Ｌ）／１００）の値（以下、性能指数Ｉｓという）が４３００以上であり、４６００以上にもなる。また、曲げ加工性と応力緩和特性に優れる。さらにはその特性において、同一の鋳塊より製造された圧延板内での特性のバラツキが小さい。この高性能銅合金圧延板は、熱処理後の材料、又は最終の板の引張強度において、同一の鋳塊より製造された圧延板内での（最小の引張強度／最大の引張強度）が０．９以上で、かつ導電率において、（最小の導電率／最大の導電率）が、０．９以上であり、好ましくは、各々０．９５以上である均一な機械的性質と導電性を有する。

また、本発明に係る高性能銅合金圧延板は耐熱性に優れるので、４００℃での引張強度が２００（Ｎ／ｍｍ^２）以上である。２００Ｎ／ｍｍ^２は、常温でのＣ１１００やＣ１２２０等の純銅の軟質材に概ね相当する強度であり、高いレベルの値である。また、７００℃で１００秒加熱後のビッカース硬度（ＨＶ）が９０以上、又は加熱前のビッカース硬度の値の８０％以上、又は、加熱後の金属組織の再結晶化率が４０％以下である。

まとめると、本発明の高性能銅合金圧延板は、厚板の場合、組成とプロセスとの組み合わせによって、熱間圧延プロセスの中で、Ｃｏ、Ｐ等のほとんどが溶体化（固溶）し、再結晶粒又はひずみの少ない結晶粒で構成される。次に析出熱処理することによりＣｏ、Ｐ等が微細に析出し、高い強度と高い導電性が得られる。析出熱処理の前に冷間圧延プロセスを入れると、加工硬化によって、導電性を損なわずに一層高強度が得られる。より高い電気伝導性と強度を得ようとする工程は、熱間圧延後、析出熱処理、冷間圧延、２回目の析出熱処理を行なうとよい。また、析出熱処理時間を長く取る、又は２段階の析出熱処理をすればよい。前者の場合、厚板は大きな冷間圧延率を取れないので、始めの熱処理で、Ｃｏ、Ｐ等を析出させ、冷間圧延により原子レベルで空孔を多数作って析出しやすい状態にし、再度析出熱処理すると、一層高い導電性が得られる。強度面を考えると、最初の析出熱処理時の温度を、前述の計算式より、１０〜５０℃低い状態にし、析出余力を残しておくほうがよい。

薄板の場合は、冷間圧延材を高温短時間熱処理により、Ｃｏ、Ｐ等を固溶状態にし、析出熱処理と冷間圧延との組み合わせで、高導電、高強度を図ることができる。

上述した第１発明合金乃至第５発明合金及び比較用の組成の銅合金を用いて高性能銅合金圧延板を作成した。表１は、高性能銅合金圧延板を作成した合金の組成を示す。

合金は、第１発明合金の合金Ｎｏ．１１と、第２発明合金の合金Ｎｏ．２１、２２と、第３発明合金の合金Ｎｏ．３１と、第４発明合金の合金Ｎｏ．４１〜４３と、第５発明合金の合金Ｎｏ．５１〜５７と、比較用合金として発明合金に近似した組成の合金Ｎｏ．６１〜６８と、従来のＣｒ−Ｚｒ銅の合金Ｎｏ．７０とし、任意の合金から複数の工程によって高性能銅合金圧延板を作成した。

表２、３は、厚板製造工程の条件を、表４、５は、薄板製造工程の条件を示す。表２の工程に続いて表３の工程が行なわれ、表４の工程に続いて表５の工程が行なわれた。

製造工程は、工程Ａ乃至Ｄ及び工程Ｈ乃至Ｍにおいて本発明の製造条件の範囲内と範囲外に変化させて行なった。各表において、変化させた条件毎にＡ１、Ａ２のように工程の記号の後に番号を付けた。このとき、本発明の製造条件の範囲を外れる条件には番号の後に記号Ｈを付けた。

工程Ａは、内容積１０トンの中周波溶解炉で原料を溶解し、半連続鋳造で断面が厚み１９０ｍｍ、幅６３０ｍｍの鋳塊を製造した。鋳塊は、長さ１．５ｍに切断し、８１０〜９６５℃に加熱し、厚み２５ｍｍ（一部を４０ｍｍ、１５ｍｍ）まで熱間圧延した。工程Ａ乃至Ｄの熱間圧延は、１〜４パスまでの平均圧延率は約１０％、５パス以降の平均圧延率は約２５％であった。熱間圧延後の冷却は３０００ｌ／ｍｉｎ（一部は２００ｌ／ｍｉｎ、及び１０００ｌ／ｍｉｎ）でシャワー水冷した。シャワー水冷の後、析出熱処理Ｅ１として５００℃（一部は４００℃、及び５５５℃）で８時間の熱処理を行なった。工程Ａ４Ｈ、Ａ５Ｈは熱間圧延開始温度が範囲から外れており、工程Ａ６Ｈ、Ａ１３Ｈは熱間圧延後の冷却速度が範囲から外れている。工程Ａ８Ｈはシャワー水冷の後に溶体化熱処理を行っている。工程Ａ１０Ｈ、Ａ１１Ｈは析出熱処理の条件が範囲から外れている。

シャワー水冷は次のように行った。シャワー設備は、熱間圧延時に圧延材を送る搬送ローラ上であって熱間圧延のローラから離れた個所に設けられている。圧延材は、熱間圧延の最終パスが終了すると、搬送ローラによってシャワー設備に送られ、シャワーが行われている個所を通過しながら先端から後端にかけて順に冷却される。そして、冷却速度の測定は次のように行った。圧延材の温度の測定個所は、熱間圧延の最終パスにおける圧延材の後端の部分（正確には圧延材の長手方向において、圧延先端から圧延材長さの９０％の位置）とし、最終パスが終了しシャワー設備に送られる直前と、シャワー水冷が終了した時点で温度を測定し、このときの測定温度と測定を行った時間間隔に基づいて冷却速度を算出した。温度測定は放射温度計によって行った。放射温度計は高千穂精機株式会社の赤外線温度計 Ｆｌｕｋｅ−５７４を用いた。このために、圧延材後端がシャワー設備に到達し、シャワー水が圧延材にかかるまでは空冷の状態となり、そのときの冷却速度は遅くなる。また、最終板厚が薄いほどシャワー設備に到達するまでの時間がかかるので、冷却速度は遅くなる。後述する諸特性を調査した試験片は前記熱間圧延材の後端部分でありシャワー水冷の後端部分に相当する部位から採取した。

工程Ｂは、工程Ａと同様にして鋳造、切断し、８１０〜９６５℃に加熱し、厚み２５ｍｍまで熱間圧延した後、３０００ｌ／ｍｉｎ（一部は３００ｌ／ｍｉｎ）のシャワー水冷後に酸洗し、２０ｍｍまで冷間圧延した。冷間圧延の後、析出熱処理Ｅ１として４９５℃で６時間の熱処理を行なった。工程Ｂ４Ｈ、Ｂ５Ｈは熱間圧延開始温度が範囲から外れており、工程Ｂ６Ｈは熱間圧延後の冷却速度が範囲から外れている。

工程Ｃ、Ｃ１は、工程Ａ１と同一の条件によって析出熱処理Ｅ１まで行った後、２０ｍｍまで冷間圧延した。

工程Ｄ、Ｄ１は、工程Ａと同様にして鋳造、切断し、９０５℃に加熱し、厚み２５ｍｍまで熱間圧延した後、３０００ｌ／ｍｉｎのシャワー水冷後に酸洗し、析出熱処理Ｅ３として４７５℃で５時間の熱処理を行ない、２０ｍｍまで冷間圧延した。冷間圧延の後に析出熱処理Ｅ２として４９５℃で４時間の熱処理を行なった。

また、ラボテストとして製造工程Ａに準じた工程ＬＡ１を次のように行なった。製造工程Ａ等の鋳塊から厚み４０ｍｍ、幅８０ｍｍ、長さ１９０ｍｍのラボ試験用鋳塊を切り出した。また、ラボテスト用に所定の成分に配合し、実験用電気炉で溶製後、厚み５０ｍｍ、幅８５ｍｍ、長さ１９０ｍｍの金型に鋳込み、面削後、厚み４０ｍｍ、幅８０ｍｍ、長さ１９０ｍｍのラボ試験用鋳塊を製造した。ラボ試験用鋳塊を９１０℃に加熱し、試験熱間圧延機によって１２ｍｍに圧延し、シャワー水冷（１０ｌ／ｍｉｎ）により冷却した。冷却後、析出熱処理Ｅ１として５００℃で８時間の熱処理を行なった。また、ラボテストとして製造工程Ｂに準じた工程ＬＢ１を次のように行なった。工程ＬＡ１と同様にしてシャワー水冷まで行ない、シャワー水冷後に、酸洗し、９．６ｍｍに冷間圧延した。冷間圧延後に析出熱処理Ｅ１として４９５℃で６時間の熱処理を行なった。

製造工程Ｈは製造工程Ａと同様にして鋳造し、鋳塊を９０５℃に加熱し、厚み１３ｍｍまで熱間圧延した。熱間圧延後は３０００ｌ／ｍｉｎでシャワー水冷した。シャワー水冷後に両面の表面０．５ｍｍを面削し、２ｍｍまで冷間圧延した後、さらに０．８ｍｍまで冷間圧延し、ＡＰラインによって溶体化熱処理の温度条件を変えて行ない、その後析出熱処理Ｅ１として４９５℃で４時間の熱処理を行なった。析出熱処理Ｅ１の後、０．４ｍｍまで冷間圧延し回復熱処理を行なった。回復熱処理は、ＡＰラインによって最高到達温度が４６０℃で、「最高到達温度−５０℃」から最高到達温度までの範囲での保持時間が０．２分の熱処理をしたが、一部はバッチ炉によって３００℃で６０分の熱処理を行なった。なお、後述する製造工程Ｉも含め、ＡＰラインによる溶体化熱処理での７００℃から３００℃までの冷却速度は、約２０℃／秒であった。工程Ｈ２Ｈは、溶体化の最高到達温度が条件範囲より低く、工程Ｈ４Ｈは、熱処理指数Ｉｔａが条件範囲より大きい。

製造工程Ｉは、製造工程Ｈと同様にして面削した後、２．５ｍｍに冷間圧延し、ＡＰラインによって７５０℃で０．５分の再結晶化焼鈍を行ない、０．８ｍｍに冷間圧延した。冷間圧延後、ＡＰラインによって９００℃で０．２分の溶体化処理を行ない、析出熱処理Ｅ１として４８５℃で６時間の熱処理を行なった。析出熱処理Ｅ１の後、０．４ｍｍまで冷間圧延し、ＡＰラインによって４６０℃で０．２分の回復熱処理を行なった。

製造工程Ｊは、製造工程Ｈと同様にして面削した後、１．５ｍｍまで冷間圧延し、ＡＰラインによって溶体化熱処理を温度条件を変えて行なった。なお、後述する製造工程Ｋも含め、ＡＰラインによる溶体化熱処理での７００℃から３００℃までの冷却速度は、約１５℃／秒であった。その後、０．８ｍｍまで冷間圧延し、析出熱処理Ｅ１を、条件を変えて行なった。析出熱処理Ｅ１の後、０．４ｍｍまで冷間圧延し、一部を除いて回復熱処理を行なった。回復熱処理は、ＡＰラインによって４６０℃で０．２分を行った。工程Ｊ３Ｈは、回復熱処理を行っていない。

製造工程Ｋは、製造工程Ｈと同様にして面削した後、２．０ｍｍまで冷間圧延し、ＡＰラインによって８６０℃で０．８分の溶体化熱処理を行ない、ＡＰラインによって６５０℃で０．４分の析出熱処理Ｅ４を行なった。その後、０．７ｍｍまで冷間圧延し、バッチ炉で４６０℃で４時間の析出熱処理Ｅ２、又はＡＰラインによって種々の条件で析出熱処理Ｅ４を行なった。その後、０．４ｍｍまで冷間圧延し、ＡＰラインによって４６０℃で０．２分の回復熱処理を行なった。

製造工程Ｍは、析出熱処理をバッチ炉で行なう工程Ｊと異なり、析出熱処理をＡＰラインで行なっている。製造工程Ｍは、製造工程Ｋと同様にして２．０ｍｍまで冷間圧延した後、さらに０．９ｍｍまで冷間圧延し、ＡＰラインによって８８０℃で０．４分の溶体化熱処理を行なった。溶体化熱処理の後、一部のものは、ＡＰラインによって５６０℃で３．５分の析出熱処理Ｅ４を行なった。その後、０．４ｍｍまで冷間圧延し、ＡＰラインによって４６０℃で０．２分の回復熱処理を行なった（工程Ｍ１）。溶体化熱処理の後、他の物は、０．６ｍｍまで冷間圧延し、ＡＰラインによって５８０℃で１．８分の析出熱処理Ｅ４を行なった。その後、０．４ｍｍまで冷間圧延し、ＡＰラインによって４６０℃で０．２分の回復熱処理を行なった（工程Ｍ２）。

また、ラボテストとして工程ＬＡ１と同様にしてシャワー水冷まで行ない、製造工程Ｈ及びＪに準じた工程ＬＨ及びＬＪを行なった。ラボテストにおいて、ＡＰライン等の短時間溶体化熱処理に相当する工程や短時間析出熱処理や回復熱処理に相当する工程は、ソルトバスに圧延材を浸漬することにより代用し、最高到達温度をソルトバスの液温度とし、浸漬時間を保持時間とし、浸漬後空冷した。なお、ソルト（溶液）は、ＢａＣｌ、ＫＣｌ、ＮａＣｌの混合物を使用した。

上述した方法により作成した高性能銅合金圧延板の評価として、引張強度、ビッカース硬度、伸び、曲げ試験、応力緩和、導電率、耐熱性、４００℃高温引張強度、を測定した。また、金属組織を観察して平均結晶粒径と再結晶率を測定した。また、析出物の径と、径の長さが所定の値以下の析出物の割合を測定した。

引張強度の測定は、次のように行なった。試験片の形状は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に準じて、板厚が、４０ｍｍ、２５ｍｍの場合、１Ａ号試験片で行ない、板厚が２０ｍｍ、２．０ｍｍ以下のものについては、５号試験片で実施した。

曲げ試験（Ｗ曲げ、１８０度曲げ）は、次のように行なった。厚みが２ｍｍ以上の場合は、１８０度曲げをした。曲げ半径は、材料の厚さの１倍（１ｔ）とした。厚みが０．４、０．５ｍｍのものについては、ＪＩＳで規定されているＷ曲げで評価した。Ｒ部のＲは、材料の厚さとした。サンプルは、いわゆるＢａｄ Ｗａｙと言われる方向で圧延方向に対して垂直に行った。判定は、クラックなしを評価Ａとし、クラックが開口する、又は破壊には至らない小さなクラックが発生したものを評価Ｂ、クラックが開口又は破壊したものを評価Ｃとした。

応力緩和試験は、次のように行なった。供試材の応力緩和試験には片持ち梁ねじ式治具を使用した。試験片の形状は、板厚ｔ×幅１０ｍｍ×長さ６０ｍｍとした。供試材への負荷応力は０．２％耐力の８０％とし、１５０℃の雰囲気中に１０００時間暴露した。応力緩和率は、
応力緩和率＝（開放後の変位／応力負荷時の変位）×１００（％）
として求めた。
応力緩和率が２５％以下を評価Ａ（優れる）とし、２５％超え３５％以下を評価Ｂ（可）とし、３５％を超えるものを評価Ｃ（不可）とした。

導電率の測定は、日本フェルスター株式会社製の導電率測定装置（SIGMATEST D2.068）を用いた。なお、本明細書においては、「電気伝導」と「導電」の言葉を同一の意味に使用している。また、熱伝導性と電気伝導性は強い相関があるので、導電率が高い程、熱伝導性が良いことを示す。

耐熱特性は、板厚×２０ｍｍ×２０ｍｍの大きさに切断し、７００℃の塩浴（ＮａＣｌとＣａＣｌ２を約３：２に混合したもの）に１００秒浸漬し、冷却後にビッカース硬度、及び導電率を測定した。７００℃で１００秒保持の条件は、例えば、ろう材Ｂａｇ−７を使用したとき、人の手によるろう付けの条件と概ね一致している。

４００℃高温引張強度の測定は、次のように行なった。４００℃で３０分保持後、高温引張試験をした。標点距離は５０ｍｍとし、試験部は外径１０ｍｍに旋盤で加工した。

平均結晶粒径の測定は、金属顕微鏡写真より、ＪＩＳ Ｈ ０５０１における伸銅品結晶粒度試験方法の比較法に準じて測定した。なお、熱間圧延材において、Ｌ１／Ｌ２の平均値が２を超えるものについては、金属顕微鏡写真より、ＪＩＳ Ｈ ０５０１における伸銅品結晶粒度試験方法の求積法に準じて測定した。

平均結晶粒径と再結晶率の測定は、５００倍、２００倍及び１００倍の金属顕微鏡写真で結晶粒の大きさに応じ、適宜、倍率を選定して行なった。平均再結晶粒径の測定は、基本的に比較法で行なった。再結晶率の測定は、未再結晶粒と再結晶粒を区分し、再結晶部を画像処理ソフト「ＷｉｎＲＯＯＦ」により２値化し、その面積率を再結晶率とした。たとえば、平均結晶粒径が約０．００３ｍｍ又はそれ以下の細かなもの等、金属顕微鏡から判断が困難なものは、ＦＥ−ＳＥＭ−ＥＢＳＰ（Electron Back Scattering diffraction Pattern）法によって求めた。倍率２０００倍又は５０００倍の結晶粒界マップから、１５°以上の方位差を有する結晶粒界から成る結晶粒をマジックで塗り潰し、画像解析ソフト『ＷｉｎＲＯＯＦ』により２値化し再結晶率を算出した。測定位置は、表面、裏面の両面から板厚の１／４の長さ入った２箇所とし、２箇所の測定値を平均した。また、熱間圧延材において、その結晶粒を圧延方向に沿った断面で金属組織を観察した時、任意の結晶粒２０個において、結晶粒の圧延方向の長さＬ１、及び結晶粒の圧延方向に垂直な方向の長さＬ２を測定し、各々の結晶粒のＬ１／Ｌ２を求め、その平均値を算出した。

析出物の平均粒径は次のようにして求めた。７５０，０００倍及び１５０，０００倍（検出限界はそれぞれ、０．７ｎｍ、３．０ｎｍ）のＴＥＭによる透過電子像を画像解析ソフト「Ｗｉｎ ＲＯＯＦ」を用いて析出物のコントラストを楕円近似し、長軸と短軸の相乗平均値を視野内の中の全ての析出粒子に対して求め、その平均値を平均粒子径とした。なお、７５万倍、１５万倍の測定で、粒径の検出限界をそれぞれ０．７ｎｍ、３．０ｎｍとし、それ未満のものは、ノイズとして扱い、平均粒径の算出には含めなかった。なお、平均粒径が、６〜８ｎｍを境にしてそれ以下のものは、７５０，０００倍で、それ以上のものは、１５０，０００倍で測定した。透過型電子顕微鏡の場合、冷間加工材では転位密度が高いので析出物の情報を正確に把握することは難しい。また、析出物の大きさは、冷間加工によっては変化しないので、今回の観察は、厚板の場合は冷間加工を施していない析出熱処理後の段階で、薄板の場合は最終の冷間加工前の析出熱処理後の再結晶部分で観察した。測定位置は、表面、裏面の両面から板厚の１／４の内側に入った２箇所とし、２箇所の測定値を平均した。

上述した各試験の結果について説明する。表６、７は、各合金の厚板の工程Ａ１での結果を示す。なお、試験を行なった同一試料を、後述する試験結果の各表において、異なる試験Ｎｏ．として記載している場合がある（例えば、表６、７の試験Ｎｏ．１の試料と表２０、２１の試験Ｎｏ．１の試料は同じ）。

発明合金は熱間圧延後の結晶粒径が２０μｍ位で、比較用合金の半分以下の大きさであり、析出物の粒径も比較用合金の数分の１の大きさである。発明合金は、引張強度、ビッカース硬度、伸び、曲げ試験においても比較用合金より優れた結果となっている。また、導電率は発明合金が比較用合金より少し高い値となっている。性能指数は発明合金が４９００以上であり、４３００以下の比較用合金より優れている。また、７００℃の耐熱性のビッカース硬度、導電率や４００℃での引張強度でも発明合金は比較用合金よりも非常に優れている。

表８、９は、各合金のラボ試験の工程ＬＡ１での結果を示す。

熱間圧延後の結晶粒径は、発明合金が３０μｍ位で比較用合金が６０〜１１０μｍであり、実機試験と同様に、発明合金の方が比較用合金より小さい。また、強度や導電率等の機械的性質は、ラボ試験の工程ＬＡ１でも上記の実機試験の工程Ａ１と同様に、発明合金は比較用合金よりも優れた結果となっている。

表１０、１１は、各合金の厚板の工程Ｂ１での結果、及び発明合金のラボ試験の工程ＬＢ１での結果を示す。

工程Ｂ１においては、熱間圧延後の結晶粒径や機械的性質は、工程Ａ１と同様に発明合金が比較用合金よりも優れた結果となっている。また、工程Ｂ１の発明合金は工程Ａ１の発明合金と比べて、引張強度、ビッカース硬度が良好であるが、伸びが劣る結果となっている。また、７００℃、１００秒加熱の耐熱性のビッカース硬度や４００℃での引張強度が優れている。また、７００℃、１００秒加熱後の金属組織の再結晶率は、発明合金が１０％以下であった。一方、比較用合金は９５％以上であった。

表１２、１３は、各合金の薄板の工程Ｈ１での結果を示す。

発明合金は溶体化後の結晶粒径が１０μｍ位の再結晶粒で構成され、比較用合金の数分の１の大きさであり、析出物の粒径も比較用合金の数分の１の大きさである。工程Ｈでは、溶体化熱処理の直後に析出熱処理を行っているので、析出熱処理後に再結晶しておらず、析出熱処理後の再結晶率等のデータはない（工程Ｉにおいて同様）。発明合金は、引張強度、ビッカース硬度、曲げ試験においても比較用合金より優れた結果となっている。また、応力緩和特性や性能指数も優れている。比較用合金Ｎｏ.７０は、溶体化後の結晶粒径は少し小さいが、引張強度、ビッカース硬度は低い。

表１４、１５は、各合金のラボ試験の工程ＬＨ１での結果を示す。

発明合金は比較用合金と比べて、溶体化後の結晶粒径や機械的性質とも、実機試験と同様の結果となっている。

表１６、１７は、各合金の薄板の工程Ｊ１での結果を示す。

工程Ｊ１においては、溶体化後の結晶粒径や機械的性質は、工程Ｈ１と同様に発明合金が比較用合金よりも小さく、優れた結果となっている。また、工程Ｊ１の発明合金は工程Ｈ１の発明合金と比べて、引張強度、ビッカース硬度が良好であるが、伸びが少し劣る結果となっている。

表１８、１９は、各合金の薄板の工程Ｋ２での結果を示す。

工程Ｋ２においては、溶体化後の結晶粒径や機械的性質は、工程Ｈ１と同様に発明合金が比較用合金よりも優れた結果となっている。また、工程Ｋ２の発明合金は工程Ｈ１の発明合金と比べて、伸び、導電率、性能指数Ｉｓが良好である。

表２０、２１は、工程Ａにおいて、熱間圧延の開始温度を変化させた結果と、熱間圧延の板厚を変化させた結果を示す。

熱間圧延の開始温度が製造条件の範囲より低い８１０℃の工程Ａ４Ｈでは、析出物の粒径が大きい。圧延終了温度も低いので再結晶率とＬ１／Ｌ２の値も他の工程材に比べ大きい。そして、引張強度、ビッカース硬度、導電率、性能指数Ｉｓ、７００℃加熱の耐熱性のビッカース硬度、４００℃高温引張強度が劣っている。熱間圧延の開始温度が製造条件の範囲より高い９６５℃の工程Ａ５Ｈでは、熱間圧延後の結晶が大きい。そして、伸び、性能指数Ｉｓが劣っている。また、熱間圧延の板厚が４０ｍｍの工程Ａ９では、２０ｍｍの工程Ａ１等と比べて、機械的性質は同等である。

表２２、２３は、工程Ａにおいて、熱間圧延後の冷却速度を変化させた結果を示す。

冷却速度は工程Ａ６Ｈが１．８℃／秒であり、条件範囲の５℃／秒より小さい。工程Ａ６Ｈの圧延板は、析出物の粒径が大きく、引張強度、ビッカース硬度、性能指数Ｉｓ、７００℃加熱の耐熱性のビッカース硬度、４００℃高温引張強度が劣っている。

表２４、２５は、熱間圧延後に溶体化処理を行なった結果を示す。

工程Ａ８Ｈは、熱間圧延後に溶体化処理を行なっている。工程Ａ８Ｈの圧延板は、特別な溶体化処理を行なっていない工程Ａ１の圧延板と比べて、結晶粒径が大きくなっている。また、伸び、曲げ試験、性能指数Ｉｓが劣る。

表２６、２７は、析出熱処理の条件を変化させた結果を示す。

工程Ａ１０Ｈは熱処理指数Ｉｔ１が条件範囲より小さく、工程Ａ１１Ｈは熱処理指数Ｉｔ１が条件範囲より大きい。工程Ａ１０Ｈによる圧延板は、引張強度、ビッカース硬度、導電率、性能指数Ｉｓが劣っている。工程Ａ１１Ｈによる圧延板は、析出物の粒径が大きく、引張強度、ビッカース硬度、７００℃加熱の耐熱性のビッカース硬度、４００℃高温引張強度が劣っている。

表２８、２９は、熱間圧延での最終板厚を薄くした結果を示す。ここで、試験Ｎｏ．３、６、８については再結晶率が０％だが、熱間圧延の最終パスの前に形成されていた再結晶粒の形跡から結晶粒径及びＬ１／Ｌ２を測定した。工程Ａ１２、Ａ１３Ｈは、熱間圧延で１５ｍｍまで圧延している。このために、工程Ａ１２は、熱間圧延最終温度が７１５℃であり、２５ｍｍまで圧延する工程Ａ１等での温度に比べて大きく低下している。Ｌ１／Ｌ２も約２であり、工程Ａ１のＬ１／Ｌ２と比べて大きくなっている。しかしながら、強度等の特性は、工程Ａ１と同様に良好な結果となっている。工程Ａ１３Ｈでは、熱間圧延開始温度が、製造条件範囲内の低い方である８４０℃であり、熱間圧延最終温度が６５０℃に低下している。このために、Ｌ１／Ｌ２が４以上になっており、条件範囲の４以下を満たしていない。このため、引張強度、ビッカース硬度、伸び、曲げ性、性能指数Ｉｓ、耐熱性、４００℃高温引張強度が劣る。
工程Ａ１２について、圧延先端部分についても調査した。合金２１、４１、５３共に先端部分の圧延終了温度は７３５℃であり、先端部分が３００℃に達するまでの平均冷却速度は８．５℃／秒であった。圧延先端部分は、後端部分に比べ、結晶粒径は同じでわずかに再結晶率が高く、Ｌ１／Ｌ２も同じかわずかに小さい程度であった。特性を比較すると先端部分と後端部分の強度、延性、導電率、性能指数、耐熱性にほとんど差はなく、先端部分と後端部分とで多少平均冷却速度が異なっても均一な特性を持った圧延材になっている。

表３０、３１は、工程Ｂにおいて熱間圧延の開始温度を変化させた結果を示す。

熱間圧延の開始温度が製造条件の範囲より低い８１０℃の工程Ｂ４Ｈによる圧延板は、引張強度、ビッカース硬度、性能指数Ｉｓ、７００℃加熱の耐熱性のビッカース硬度、４００℃高温引張強度が劣っている。熱間圧延の開始温度が製造条件の範囲より高い９６５℃の工程Ｂ５Ｈによる圧延板は、熱間圧延後の結晶が大きい。そして、伸び、曲げ試験、導電率、性能指数Ｉｓ、４００℃高温引張強度が劣っている。

表３２、３３は、工程Ｂにおいて、熱間圧延後の冷却速度を変化させた結果を示す。

冷却速度は工程Ｂ６Ｈが２℃／秒であり、条件範囲の５℃／秒より小さい。工程Ｂ６Ｈによる圧延板は、熱間圧延後の結晶粒の粒径が大きく、引張強度、ビッカース硬度、伸び、性能指数Ｉｓ、７００℃加熱の耐熱性のビッカース硬度、４００℃高温引張強度が劣っている。

表３４、３５は析出熱処理を冷間圧延の前に行なう工程Ｃによる圧延板の結果を、工程Ｂによる圧延板の結果と共に示す。

工程Ｃによる圧延板は、析出熱処理を冷間圧延の後に行なう工程Ｂの圧延板と比べて、伸びが少し低下するが、強度は工程Ｂよりも高い。

表３６、３７は析出熱処理を冷間圧延の前後に行なう工程Ｄによる圧延板の結果を、工程Ｂによる圧延板の結果と共に示す。

工程Ｄによる圧延板は、析出熱処理を冷間圧延の後だけに行なっている工程Ｂ１のものと比べて、導電率と性能指数Ｉｓが良くなっている。

表３８、３９は、工程Ｈにおいて、溶体化の条件を変化させた結果を示す。

工程Ｈ２Ｈは、溶体化温度が８００℃であり、条件範囲の８２０〜９６０℃より低い。工程Ｈ２Ｈによる圧延板は、析出物の粒径が大きく、引張強度、ビッカース硬度、応力緩和特性が劣っている。工程Ｈ４Ｈによる圧延板は、溶体化後の結晶粒径が大きく、曲げ試験の結果が劣っている。

表４０、４１は、工程Ｉによる圧延板の結果を示す。

工程Ｉは、溶体化前の冷間圧延の間に再結晶の熱処理を行なっている。工程Ｉによる圧延板は、機械的性質が良好であり、特に引張強度、ビッカース硬度が良好である。

表４２、４３は、工程Ｊにおいて、析出熱処理と回復熱処理の条件を変化させている。

工程Ｊ１とＪ２は、析出熱処理と回復熱処理とも条件範囲で行なっているが、工程Ｊ３Ｈは、回復熱処理を行なっていない。工程Ｊ１とＪ２による圧延板は、機械的性質が良好であるが、工程Ｊ３Ｈによる圧延板は、伸び、曲げ加工性、応力緩和特性が劣っている。

表４４、４５は、工程Ｋによる圧延板の結果を示す。

工程Ｋ０、Ｋ１は、冷間圧延後にＡＰラインによって析出熱処理Ｅ４を行ない、工程Ｋ２は、冷間圧延後にバッチ炉によって析出熱処理Ｅ２を行なっている。工程Ｋ０、Ｋ１、及び工程Ｋ２のどちらによる圧延板も良好な機械的性質を示すが、工程Ｋ２の方が工程Ｋ０、Ｋ１よりも導電率、及び性能指数が少し良い。このように、連続熱処理ラインを用いて析出熱処理しても、高い導電性、強度及び性能指数Ｉｓが得られる。これは、本工程でえられる析出粒子の粒径が長時間熱処理方式と大きな差が無いことから裏付けられる。工程Ｋ３Ｈ、Ｋ４Ｈは、工程Ｋ０、Ｋ１と同様にＡＰラインによって析出熱処理Ｅ４を行なっている。しかし、工程Ｋ３Ｈは２回目の析出熱処理での熱処理指数Ｉｔ２が製造条件範囲よりも小さいために、伸びと曲げ性が劣っている。工程Ｋ４Ｈは２回目の析出熱処理での熱処理指数Ｉｔ２が製造条件範囲よりも大きいために、引張強度とビッカース硬度と応力緩和特性が劣っている。

表４６、４７は、工程Ｍによる圧延板の結果を示す。工程Ｍは、析出熱処理を連続熱処理ラインで行なっている。生産性の高い、連続熱処理ラインを用いて析出熱処理しても、長時間のバッチ方式の熱処理と比べ、僅かに導電率が劣る程度で、大差がなく、高い導電性、強度及び性能指数Ｉｓが得られる。これは、本工程で生成した析出粒子の粒径がバッチ方式と大きな差が無いことから裏付けられる。なお、工程Ｍ２は冷間圧延後に析出熱処理を施しているので、析出粒子を観察しなかったが、特性から判断して、Ｍ１とほぼ同じ粒径の析出粒子が、析出していると思われる。

さらに工程Ｍの厚み０.９ｍｍの溶体化熱処理材を用い、底部の直径２０ｍｍ、長さ１００ｍｍのカップ状に絞り成形した。側面の断面減少率は１０％であった。その絞り成形材を、５６５℃、５分の条件で析出熱処理を行い、引張試験をした。その合金Ｎｏ.２１、３１、４１、５１、５２、５３の結果は、引張強さが、４４７、４８４、４４４、４６０、４３１、４４５Ｎ/ｍｍ²、深絞り側面のビッカース硬さは、１３８、１５０、１３６、１４１、１３４、１３７で、伸びは、２８、２６、２７、２７、３０、２９％であり、導電率は、短時間析出熱処理にも関わらず高く、７９、６３、７８、７９、８０、７７％ＩＡＣＳであり、性能指数Ｉｓはそれぞれ、５０８５、４８４０、４９８０、５１９２、５０１１、５０８７で高い値を示した。これらの結果から、工程Ｍ１と同程度の析出物が析出していると思われる。このように、センサ、リレーやコネクタなどの絞り成形やプレス等の成形加工を施した電気・電子部品、家庭用電気部品、自動車部品については、成形後析出熱処理を行うと、優れた高導電で、高強度な部材になる。このように短時間の析出熱処理で、高い導電性、強度及び性能指数Ｉｓが得られることは、従来の析出型銅合金ではありえない。

また、工程Ｍの厚み０.９ｍｍの溶体化熱処理材を用い、深絞り試験及びエリクセン試験を行った結果を表４８に示す。

深絞り試験にあっては、ブランク径７８ｍｍとした上で、径４０ｍｍ，肩部アール８ｍｍのポンチを使用して、カップ状（有底円筒状）に深絞り加工し、その加工品における耳率V（％）を求めた。その結果は、表に示す通りであった。被加工板材は圧延加工によって得られたものであるから、当然に、その性質に方向性が生じている。そのため、カップ状に深絞り加工された加工品の開口端縁には所謂耳付き現象が生じており、開口端縁が一直線とならず波打った形状となる（開口端縁には山部と谷部とが形成されることになる）。耳率Vは、このような形状の開口端縁における山部（４箇所）の高さｗ１，ｗ２，ｗ３，ｗ４の平均値W１（＝（ｗ１＋ｗ２＋ｗ３＋ｗ４）／４）と谷部（４箇所）の高さｗ５，ｗ６，ｗ７，ｗ８の平均値W２（＝（ｗ５＋ｗ６＋ｗ７＋ｗ８）／４）との差をこれらの平均値W０（＝（ｗ１＋ｗ２＋ｗ３＋ｗ４＋ｗ５＋ｗ６＋ｗ７＋ｗ８）／８）に対する１００分率で表したものである（V＝（（W１−W２）／W０）×１００）。なお、山部乃至谷部の高さとは、カップ状加工品の軸線方向における基準面（例えば加工品の底面）から山部乃至谷部までの軸線方向距離をいう。耳率Vは被加工板材の方向性（異方性）を表すものであり、例えば耳率Vが大きいことは、０°，４５°，９０°の強度延性が異なることを示す。

耳率Vが一定以上に大きくなると、深絞り材料の歩留りが悪くなることは勿論、深絞り精度が低下することになり、耳率Vにより深絞り加工性の良否を判断することができる。一般に、耳率Vが１．０％以下であれば、良好に深絞り加工することができるが、１．０％を超える場合には良品質の深絞り品を得ることが困難である。而して、表から明らかなように、実施例合金は、すべて耳率Vが１．０％以下であり、必要な深絞り加工性に優れたものであることが理解される。

また、エリクセン試験は、金属の張出し成形性を調べる方法として広く採用されている。発明合金板材を９０×９０ｍｍの正方形に切り出し、これを直径２７ｍｍのダイスを持ったリング状台に支持させた状態で、直径２０ｍｍの球形のポンチにより変形を与えて、割れが生じたときにおける変形深さ（ｍｍ）を測定した。その結果は、表に示す通りであった。而して、エリクセン試験は板材の延性を測定して深絞り加工への適正を判定するためのものであり、測定値（変形深さ）が大きい程、厳しい張出し成形、深絞り加工ができる。本発明合金は、何れも高い数値を示している。このような深絞り試験及びエリクセン試験の結果から明らかなように、本発明合金は極めて、深絞り等の絞り加工性に優れることが確認された。このように溶体化熱処理材に、絞り加工を施し、つまり冷間圧延と同様の冷間加工を加え、析出熱処理を行うと、高強度で高導電のカップ状の製品、例えばセンサ、コネクタ、プラグが完成する。ここで本合金は、従来の析出型銅合金と異なり、短時間で析出熱処理ができるので、熱処理時の生産性或いは熱処理設備の点で有利である。

表４９、５０は、Ｃｒ−Ｚｒ銅の工程Ａ５Ｈ、Ａ８Ｈ、Ｈ１、Ｈ２、Ｈ３による圧延板の結果を示す。なお、Ａ８Ｈ工程において、溶体化処理を、９５０℃、１時間保持の条件で行った。そして、各工程の析出熱処理条件は、４７０℃で、４時間保持の条件で行った。

Ｃｒ−Ｚｒ銅はいずれの工程においても、引張強度、ビッカース硬度、伸び、曲げ加工性、及び性能指数が劣っている。

上述した各工程での試験から次のような結果となった。発明合金の組成範囲よりもＣｏが少ない合金Ｎｏ．６１や、Ｐが少ない合金Ｎｏ．６２や、ＣｏとＰのバランスが悪い合金Ｎｏ．６４の圧延板は強度、導電性、耐熱性、高温強度が低く、応力緩和特性が悪い。また、性能指数が低い。これは、析出量が少なく、Ｃｏ又はＰの片方の元素が過分に固溶しているためや析出物が本発明で規定している形態と異なるためと思われる。

発明合金の組成範囲よりもＳｎの量が少ない合金Ｎｏ．６３やＮｏ．６８の圧延板では、マトリックスの再結晶が析出より早く起こる。そのために、再結晶率が高くなって、析出粒子が大きくなる。その結果、強度が低く、性能指数が低く、応力緩和特性が悪く、また耐熱性も低いと思われる。

発明合金の組成範囲よりもＳｎの量が多い合金Ｎｏ．６７の圧延板では、マトリックスの再結晶が析出より早く起こる。そのために、再結晶率が高くなって、析出粒子が大きくなる。その結果、導電率が低く、性能指数が低く、応力緩和特性が悪いと思われる。

Ｆｅ、Ｎｉの量が多く、１．２×［Ｎｉ］＋２×［Ｆｅ］＞［Ｃｏ］となっている合金Ｎｏ．６５やＮｏ．６６の圧延板では析出物が本発明の所定の形態とならず、また、析出に与らない元素が過分に固溶しているために、マトリックスの再結晶が析出より早く起こる。そのために、再結晶率が高くなって、析出粒子が大きくなる。その結果、強度が低く、性能指数が低く、導電性もやや低く、応力緩和特性が悪いと思われる。

熱間圧延後の冷却速度が速いほど、また、熱間圧延の加熱温度が高いほど、多くのＣｏ、Ｐ等が固溶し、析出熱処理時に生成する析出物が小さくなって、高い強度、高い性能指数、高い耐熱性を示す

熱間圧延後の冷却速度が遅いと、熱間圧延後の冷却過程で析出が起こり、析出余力が小さくなり、析出粒子も大きくなる。同様に、熱間圧延開始温度が低いと、Ｃｏ、Ｐ等が十分固溶せず、析出余力が小さくなっている。その結果、強度が低く、性能指数が低く、また耐熱性も低い。

熱間圧延温度が高過ぎると、結晶粒が大きくなり、最終の板材での曲げ加工性が悪い。

薄板工程での溶体化熱処理時の温度が高く、冷却速度が速いほどＣｏ、Ｐ等がよく固溶し、冷間圧延後に実施される析出熱処理時にマトリックスの再結晶開始と析出が良いタイミングで起こる。その結果、再結晶化率が低く、生成する析出物が小さくなって、高い強度、高い性能指数と良好な応力緩和特性を示す。しかし溶体化熱処理時の温度が高過ぎると、結晶粒が大きくなり、最終の板材での曲げ加工性が悪い。

薄板工程での溶体化熱処理時の温度が低く、冷却速度が遅いほどＣｏ、Ｐ等の固溶が不十分で、かつ析出余力が小さい。後工程の析出熱処理時、マトリックスの再結晶が析出より早く起こるので再結晶化率が高くなって、析出物が大きくなる。その結果、強度が低く、性能指数が低く、応力緩和特性も悪い。

適正な析出熱処理温度条件の上限を超えると、マトリックスの再結晶が進む。そのため、再結晶率が高くなって、析出は概ね完了して導電性が良いが析出粒子が大きくなる。その結果、強度が低く、性能指数が低く、応力緩和特性が悪い。

適正な析出熱処理温度条件の下限を下回ると、マトリックスの延性が回復せず、伸び、曲げ加工性が悪い。また析出が不十分なので、導電率も低く、応力緩和特性が悪い。また、析出熱処理方法として、処理時間が短時間でも高導電、高強度と良好な延性が得られる。

上述した各実施例において、金属組織中に析出物が存在し、前記析出物の形状が２次元の観察面上で略円形、又は略楕円形状であり、前記析出物が平均粒径で１．５〜９．０ｎｍ、又は全ての該析出物の９０％以上が１５ｎｍ以下の大きさの微細析出物であり、該析出物が均一に分散していることを特徴とする高性能銅合金圧延板が得られた（表６、７の試験Ｎｏ．１〜５、表１２、１３の試験Ｎｏ．１〜７、表１６、１７の試験Ｎｏ．１〜７、表１８、１９の試験Ｎｏ．１〜７、表４０、４１の試験Ｎｏ．１〜４、表２０、２１の試験Ｎｏ．２、３、７、８、１２、１４、１５、１６、表２２、２３の試験Ｎｏ．３、６、表４２、４３の試験Ｎｏ．２、４、７、表４４、４５の試験Ｎｏ．２、８等参照）。図３は、表６、７の試験Ｎｏ．１と表１２、１３の試験Ｎｏ．１の高性能銅合金圧延板の析出熱処理後の金属組織を示す。どちらも、細かな析出物が均一に分布している。

性能指数Ｉｓが４３００以上である高性能銅合金圧延板が得られた（表６、７の試験Ｎｏ．１〜５、表１０、１１の試験Ｎｏ．１〜５、表１２、１３の試験Ｎｏ．１〜７、表１６、１７の試験Ｎｏ．１〜７、表１８、１９の試験Ｎｏ．１〜７、表２０、２１の試験Ｎｏ．２、３、７、８、１２、１４、１５、１６、表２２、２３の試験Ｎｏ．３、６、表３０、３１の試験Ｎｏ．２、３、７、８、表３６、３７の試験Ｎｏ．２、４、表３８、３９の試験Ｎｏ．３、６、９、１２、表４０、４１の試験Ｎｏ．１〜４、表４２、４３の試験Ｎｏ．２、４、７、表４４、４５の試験Ｎｏ．２、８参照）。

４００℃での引張強度が２００（Ｎ／ｍｍ^２）以上である高性能銅合金圧延板が得られた（表６、７の試験Ｎｏ．１〜５、表１０、１１の試験Ｎｏ．１〜５、表２０、２１の試験Ｎｏ．５２、３、７、８、１２、１４、１５、１６、表２２、２３の試験Ｎｏ．３、６、表３０、３２の試験Ｎｏ．２、３、７、８、表３６、３７の試験Ｎｏ．２、４参照）。

７００℃で１００秒加熱後のビッカース硬度（ＨＶ）が９０以上、又は前記加熱前のビッカース硬度の値の８０％以上である高性能銅合金圧延板が得られた（表６、７の試験Ｎｏ．１〜５、表１０、１１の試験Ｎｏ．１〜５、表２０、２１の試験Ｎｏ．２、３、７、８、１２、１４、１５、１６、表２２、２３の試験Ｎｏ．３、６、表３０、３１の試験Ｎｏ．２、３、７、８、表３６、３７の試験Ｎｏ．２、４参照）。

なお、本発明は、上記各種実施形態の構成に限られず、発明の趣旨を変更しない範囲で種々の変形が可能である。例えば工程の任意のところで、金属組織に影響を与えない機械加工や熱処理を行なってもよい。

上述したように本発明に係る高性能銅合金圧延板は次のような用途に使用することができる。
厚板：主として高導電、高熱伝導でかつ高温強度の高い特性が求められるもので、モールド（連続鋳造の鋳型）、バッキングプレート（スパッタリングターゲットを支えるためのプレート）、大型コンピューター、太陽光発電、パワーモジュールや核融合設備のヒートシンク、ロケット、耐熱性・高導電を必要とする航空機・ロケット部材、溶接用部材。主として高導電、高熱伝導でかつ常温の強度も高く、高温強度の高い特性が求められるものでヒートシンク（ハイブリッドカー、電気自動車、コンピューターの冷却等）、ヒートスプレッダ、パワーリレー、バスバー、ハイブリッドに代表される大電流用途材料。
薄板：高度にバランスされた強度と導電性、高熱伝導性とを必要とするもので自動車用の各種機器部品、情報機器部品、計測機器部品、照明器具、発行ダイオード、家電機器部品、熱交換器、コネクタ、端子、接続端子、センサ部材、絞り成形した自動車・電気・電子機器、スイッチ、リレー、ヒューズ、ＩＣソケット、配線器具、パワートランジスター、バッテリー端子、コンタクトボリュウム、ブレーカー、スイッチ接点、パワーモジュール部材、ヒートシンク、ヒートスプレッダ、パワーリレー、バスバー、ハイブリッド、太陽光発電に代表される大電流用途等。

本出願は、日本国特許出願２００９−００３８１３に基づいて優先権主張を行なう。その出願の内容の全体が参照によって、この出願に組み込まれる。

Claims (11)

1. ０．１４〜０．３４mass％のＣｏと、０．０４６〜０．０９８mass％のＰと、０．００５〜１．４mass％のＳｎと、を含有し、Ｃｏの含有量［Ｃｏ］mass％とＰの含有量［Ｐ］mass％との間に、３．０≦（［Ｃｏ］−０．００７）／（［Ｐ］−０．００９）≦５．９の関係を有し、かつ残部がＣｕ及び不可避不純物からなる合金組成であり、金属組織中に析出物が存在し、前記析出物の形状が２次元の観察面上で円形、又は楕円形であり、前記析出物が平均粒径で１．５〜９．０ｎｍ、又は全ての該析出物の９０％以上が１５ｎｍ以下の大きさの微細析出物であり、該析出物が均一に分散していることを特徴とする高強度高導電銅合金圧延板。
2. ０．１６〜０．３３mass％のＣｏと、０．０５１〜０．０９６mass％のＰと、０．００５〜０．０４５mass％のＳｎと、を含有し、Ｃｏの含有量［Ｃｏ］mass％とＰの含有量［Ｐ］mass％との間に、３．２≦（［Ｃｏ］−０．００７）／（［Ｐ］−０．００９）≦４．９の関係を有することを特徴とする請求項１に記載の高強度高導電銅合金圧延板。
3. ０．１６〜０．３３mass％のＣｏと、０．０５１〜０．０９６mass％のＰと、０．３２〜０．８mass％のＳｎと、を含有し、Ｃｏの含有量［Ｃｏ］mass％とＰの含有量［Ｐ］mass％との間に、３．２≦（［Ｃｏ］−０．００７）／（［Ｐ］−０．００９）≦４．９の関係を有することを特徴とする請求項１に記載の高強度高導電銅合金圧延板。
4. ０．１４〜０．３４mass％のＣｏと、０．０４６〜０．０９８mass％のＰと、０．００５〜１．４mass％のＳｎと、を含有し、かつ０．０１〜０．２４mass％のＮｉ、又は０．００５〜０．１２mass％のＦｅのいずれか１種以上を含有し、Ｃｏの含有量［Ｃｏ］mass％とＮｉの含有量［Ｎｉ］mass％とＦｅの含有量［Ｆｅ］mass％とＰの含有量［Ｐ］mass％との間に、３．０≦（［Ｃｏ］＋０．８５×［Ｎｉ］＋０．７５×［Ｆｅ］−０．００７）／（［Ｐ］−０．００９）≦５．９、及び０．０１２≦１．２×［Ｎｉ］＋２×［Ｆｅ］≦［Ｃｏ」の関係を有し、かつ、残部がＣｕ及び不可避不純物からなる合金組成であり、金属組織中に析出物が存在し、前記析出物の形状が２次元の観察面上で円形、又は楕円形であり、前記析出物が平均粒径で１．５〜９．０ｎｍ、又は全ての該析出物の９０％以上が１５ｎｍ以下の大きさの微細析出物であり、該析出物が均一に分散していることを特徴とする高強度高導電銅合金圧延板。
5. ０．００２〜０．２mass％のＡｌ、０．００２〜０．６mass％のＺｎ、０．００２〜０．６mass％のＡｇ、０．００２〜０．２mass％のＭｇ、０．００１〜０．１mass％のＺｒのいずれか１種以上をさらに含有することを特徴とする請求項１乃至請求項４のいずれか一項に記載の高強度高導電銅合金圧延板。
6. 導電率が４５（％ＩＡＣＳ）以上で、導電率をＲ（％ＩＡＣＳ）、引張強度をＳ（Ｎ／ｍｍ^２）、伸びをＬ（％）としたとき、（Ｒ^１／２×Ｓ×（１００＋Ｌ）／１００）の値が４３００以上であることを特徴とする請求項１乃至請求項５のいずれか一項に記載の高強度高導電銅合金圧延板。
7. 熱間圧延を含む製造工程で製造され、熱間圧延後の圧延材の平均結晶粒径が、６μｍ以上、７０μｍ以下、又は、熱間圧延の圧延率をＲＥ０（％）とし、熱間圧延後の結晶粒径をＤμｍとしたときに５．５×（１００／ＲＥ０）≦Ｄ≦９０×（６０／ＲＥ０）であり、その結晶粒を圧延方向に沿った断面で観察したときに、該結晶粒の圧延方向の長さをＬ１、結晶粒の圧延方向に垂直な方向の長さをＬ２とすると、Ｌ１／Ｌ２の平均が４．０以下であることを特徴とする請求項１乃至請求項６のいずれか一項に記載の高強度高導電銅合金圧延板。
8. ４００℃での引張強度が２００（Ｎ／ｍｍ^２）以上であることを特徴とする請求項１乃至請求項７のいずれか一項に記載の高強度高導電銅合金圧延板。
9. ７００℃で１００秒加熱後のビッカース硬度（ＨＶ）が９０以上、又は前記加熱前のビッカース硬度の値の８０％以上であることを特徴とする請求項１乃至請求項８のいずれか一項に記載の高強度高導電銅合金圧延板。
10. 請求項１乃至請求項９のいずれか一項に記載の高強度高導電銅合金圧延板の製造方法であって、
    鋳塊が８２０〜９６０℃に加熱されて熱間圧延が行なわれ、熱間圧延の最終パス後の圧延材温度、又は圧延材の温度が７００℃のときから３００℃までの平均冷却速度が５℃／秒以上であり、前記熱間圧延後に４００〜５５５℃で１〜２４時間の熱処理であって、熱処理温度をＴ（℃）、保持時間をｔｈ（ｈ）、前記熱間圧延から該熱処理までの間の冷間圧延の圧延率をＲＥ（％）としたときに、２７５≦（Ｔ−１００×ｔｈ^−１／２−１１０×（１−ＲＥ／１００）^１／２）≦４０５の関係を満たす析出熱処理が施されることを特徴とする高強度高導電銅合金圧延板の製造方法。
11. 請求項１乃至請求項９のいずれか一項に記載の高強度高導電銅合金圧延板の製造方法であって、
    圧延材が、最高到達温度が８２０〜９６０℃で「最高到達温度−５０℃」から最高到達温度までの範囲での保持時間が２〜１８０秒であり、最高到達温度をＴｍａｘ（℃）とし、保持時間をｔｓ（ｓ）とすると９０≦（Ｔｍａｘ−８００）×ｔｓ^１／２≦６３０の関係を満たす溶体化熱処理を施され、
    前記溶体化熱処理後の７００℃から３００℃までの平均冷却速度が５℃／秒以上であり、前記冷却後に４００〜５５５℃で１〜２４時間の析出熱処理であって、熱処理温度をＴ（℃）、保持時間をｔｈ（ｈ）、該析出熱処理の前の冷間圧延の圧延率をＲＥ（％）としたときに、２７５≦（Ｔ−１００×ｔｈ^−１／２−１１０×（１−ＲＥ／１００）^１／２）≦４０５の関係を満たす析出熱処理、又は最高到達温度が５４０〜７６０℃で「最高到達温度−５０℃」から最高到達温度までの範囲での保持時間が０．１〜２５分の熱処理であって、保持時間をｔｍ（ｍｉｎ）としたときに、３３０≦（Ｔｍａｘ−１００×ｔｍ^−１／２−１００×（１−ＲＥ／１００）^１／２）≦５１０の関係を満たす析出熱処理が施され、
    最終の析出熱処理後に冷間圧延が施されて、該冷間圧延後に最高到達温度が２００〜５６０℃で、「最高到達温度−５０℃」から最高到達温度までの範囲での保持時間が０．０３〜３００分の熱処理であって、該冷間圧延の圧延率をＲＥ２としたときに、１５０≦（Ｔｍａｘ−６０×ｔｍ^−１／２−５０×（１−ＲＥ２／１００）^１／２）≦３２０の関係を満たす熱処理が施されることを特徴とする高強度高導電銅合金圧延板の製造方法。

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