JP4851596B2

JP4851596B2 - 銅合金材の製造方法

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Publication number: JP4851596B2
Application number: JP2009539148A
Authority: JP
Inventors: 清慈廣瀬; 邦照三原; 洋金子; 立彦江口
Original assignee: THE FURUKAW ELECTRIC CO., LTD.
Current assignee: THE FURUKAW ELECTRIC CO., LTD.
Priority date: 2007-11-01
Filing date: 2008-10-31
Publication date: 2012-01-11
Anticipated expiration: 2028-10-31
Also published as: EP2221390A4; CN101842506A; CN101842506B; JPWO2009057788A1; EP2221390A1; WO2009057788A1; US20100269963A1; EP2221390B1

Description

本発明は、銅合金材及びその製造方法に関する。

従来、一般的に電気・電子機器用材料としては、鉄系材料の他、電気伝導性および熱伝導性に優れるリン青銅、丹銅、黄銅等の銅系材料も広く用いられている。近年、電気・電子機器の小型化、軽量化、さらにこれに伴う高密度実装化に対する要求が高まり、これらに適用される銅系材料にも種々の特性が求められている。主な特性として、機械的性質、導電性、耐応力緩和特性、曲げ加工性などが挙げられる。その中でも近年の部品小型化の要求を満足するため、引張強度および、曲げ加工性の向上が強く要求されている。

また、コネクタ形状に成型をした後にはバネ接点部での接圧を維持する為にバネ性が重要となる。その為、使用される材料には、引張強度のみでなく、弾性変形域の限界である耐力が高いことが求められる。

高強度の要求が特に高い電子部材用として、高強度ベリリウム銅（ＪＩＳ−Ｃ１７２０合金）が用いられてきた。この合金はプレス成型加工後の時効熱処理を必要としないミルハードン材の１／２ＨＭ質別で引張強度で８１５ＭＰａ以上、ＨＭ質別で９１０ＭＰａ以上であり曲げ加工性にも優れる。しかしながら、金属ベリリウムが人体に有害である為、その製造過程および環境への配慮からその代替材料が望まれている。

その代替材として、強度と導電率のバランスに優れるＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金が使用されるようになった。Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金は、ＮｉとＳｉから構成される析出物を形成させて強化させる析出型の合金で、その強化する能力が非常に高い。

しかしながら、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金においては、引張強度および耐力が高くなるほど、曲げ加工性を維持することは困難である。強度を得る為に材料に高い加工率を導入した場合、耐応力緩和特性が劣化する問題がある。また、Ｎｉ_２Ｓｉの析出量を増加させる為に高温での溶体化を行った場合は、結晶粒径が大きくなり強度異方性を有する、曲げ加工性が劣化するなどの問題がある。その為、耐力、曲げ加工性、耐応力緩和特性に優れ、且つ、強度異方性の小さいＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金が求められている。高強度ベリリウム銅（ＪＩＳ−Ｃ１７２０合金）に匹敵する材料として求められる具体的水準で言えば、耐力８００ＭＰａ以上を有し、９０°Ｗ曲げを行った場合に曲げ半径／板厚比率が１．０以下の曲げ試験においてもクラックを発生しない水準が求められている。

このようなコルソン合金に関連して、強度と曲げ加工性を改善した高強度銅合金は、例えば下記特許文献１〜３などに提案されている。しかしながら、これらの公知の発明においては、上述した、耐力、曲げ加工性、耐応力緩和特性に優れ、且つ、強度異方性を小さくすることを同時に満足したものはまだ開発されていない。
特許第３５２００４６号公報特開２００６−２８３１０７号公報特開２００６−２１９７３３号公報

上述のような問題点を鑑みて本発明の目的は、高強度を有し、且つ、曲げ加工性および耐応力緩和特性に共に優れる、銅合金材およびその製造方法を提供することにある。

本発明者らは、電気・電子部品用途に適した銅合金材について研究を行い、銅合金組成を制御することで、高強度を有し、曲げ加工性および耐応力緩和特性に優れた銅合金材の発明を完成するに至った。また、本発明者らは、さらに好ましくは、その銅合金組織中の結晶粒径と結晶粒の形状、および製造工程における硬化量を制御することにより、上記に加えて異方性が小さい銅合金材を得られることも見い出した。
本発明によれば、以下の手段が提供される：
［１］Ｎｉ２．８〜５．０ｍａｓｓ％、Ｓｉ０．４〜１．７ｍａｓｓ％、Ｍｇ０．０１〜０．２０ｍａｓｓ％を含み、Ｓの含有量が０．００５ｍａｓｓ％未満に制限され、残部がＣｕおよび不可避不純物からなり、耐力が８００ＭＰａ以上で、曲げ加工性および耐応力緩和特性に優れることを特徴とする銅合金材の製造方法であって、銅合金板の溶体化再結晶組織を得る工程の後に、１回目の冷間圧延−時効処理−２回目の冷間圧延−低温焼鈍の一連の工程を有し、前記１回目の冷間圧延直前の耐力を基準とした前記低温焼鈍後の耐力の変化量をΔｔｏｔａｌ（ＭＰａ）、前記１回目の冷間圧延の前後の耐力の変化量をΔＣ１（ＭＰａ）、前記２回目の冷間圧延の前後の耐力の変化量をΔＣ２（ＭＰａ）として表した時、下記（１）〜（３）式を満たすことを特徴とする銅合金材の製造方法、
０．１≦ΔＣ１／Δｔｏｔａｌ≦０．３５・・・（１）
０≦ΔＣ２／Δｔｏｔａｌ≦０．３５・・・（２）
０．１≦（ΔＣ１＋ΔＣ２）／Δｔｏｔａｌ≦０．４５・・・（３）
［２］更に、Ｓｎ０．０５〜１．５ｍａｓｓ％、Ｚｎ０．２〜１．５ｍａｓｓ％のうち少なくとも１種を含有することを特徴とする［１］に記載の銅合金材の製造方法、
［３］更に以下の（Ｉ）〜（ＩＶ）のうち１種または２種以上を合計で０．００５〜２．０ｍａｓｓ％含有することを特徴とし、更にＺｎを０．２〜１．５ｍａｓｓ％含有することを特徴とする［１］または［２］に記載の銅合金材の製造方法、
（Ｉ）Ｓｃ、Ｙ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、ＭｏおよびＡｇからなる群から選ばれる１種または２種以上を合計で０．００５〜０．３ｍａｓｓ％
（ＩＩ）Ｍｎを０．０１〜０．５ｍａｓｓ％
（ＩＩＩ）Ｃｏを０．０５〜２．０ｍａｓｓ％
（ＩＶ）Ｃｒを０．１５〜１．０ｍａｓｓ％
ここで、耐力とは、０．２％耐力を意味する。

本発明の上記及び他の特徴及び利点は、適宜添付の図面を参照して、下記の記載からより明らかになるであろう。

図１は、本発明で規定する結晶粒径および結晶粒形状の求め方の説明図である。

本発明の銅合金材の組成および合金組織について好ましい実施の形態を、以下に詳細に説明する。なお、本発明において銅合金材とは、特定の形状を有する銅合金、例えば板材、条材、線材などを意味する。
銅合金中のＮｉとＳｉは時効処理を施すと、主としてＮｉ_２Ｓｉ相を形成して強度および導電率を向上する。Ｎｉの含有量は２．８〜５．０ｍａｓｓ％、好ましくは３．０〜４．８ｍａｓｓ％である。このように規定する理由は、添加量が２．８ｍａｓｓ％よりも少ないと高強度ベリリウム銅（ＪＩＳ−Ｃ１７２０合金）と同等以上の強度が得られず、５．０ｍａｓｓ％より多過ぎると、鋳造時や熱間加工時に強度向上に寄与しない化合物形成が生じ、添加量に見合う強度が得られないばかりか、熱間加工性が低下し悪影響を及ぼすという問題が生じるためである。

Ｓｉの含有量は０．４〜１．７ｍａｓｓ％、好ましくは０．６〜１．３ｍａｓｓ％である。このように規定する理由は、Ｓｉ量が０．４ｍａｓｓ％よりも少ない場合には、時効処理による強度向上が不十分でＪＩＳ−Ｃ１７２０合金と同等以上の強度は得られず、また、Ｓｉ含有量が１．７ｍａｓｓ％より多過ぎる場合、Ｎｉ量が多い場合と同じ問題が生じることに加え、導電率の低下をもたらす。
ＮｉとＳｉは主としてＮｉ_２Ｓｉ相を形成する為、強度を向上する為に最適なＮｉとＳｉの比が存在する。Ｓｉ量がＮｉ_２Ｓｉ相を形成したときのＮｉ（ｍａｓｓ％）とＳｉ（ｍａｓｓ％）の比、Ｎｉ／Ｓｉは４．２であり、その値を中心に、Ｎｉ／Ｓｉを３．０〜６．０に制御することが好ましく、より好ましくは、Ｎｉ／Ｓｉを３．８〜４．６に制御することが望ましい。

Ｓは銅合金には微量含まれるものであるが、０．００５ｍａｓｓ％以上では熱間加工性を悪化させるため、その含有量は０．００５ｍａｓｓ％未満に規定する。特には０．００２ｍａｓｓ％未満が望ましい。

更に、銅合金にはＭｇを添加するのが好ましく、その量は０．０１〜０．２０ｍａｓｓ％である。Ｍｇは応力緩和特性を大幅に改善するが、曲げ加工性には悪影響を及ぼす。応力緩和特性の改善にはＭｇ量は０．０１ｍａｓｓ％以上で多いほど良いが、０．２０ｍａｓｓ％を超えると曲げ加工性が要求特性を満たさなくなる。好ましくは０．０５〜０．１５ｍａｓｓ％である。

更に、銅合金にはＳｎを添加するのが好ましく、その量は０．０５〜１．５ｍａｓｓ％である。ＳｎはＭｇと相互に関係し合って、応力緩和特性をより一層向上させるが、その効果はＭｇ程大きくはない。Ｓｎが０．０５ｍａｓｓ％未満ではその効果が充分に現れず、１．５ｍａｓｓ％を超えると導電性が大幅に低下する。好ましくは０．１〜０．７ｍａｓｓ％である。

更にまた、銅合金にはＺｎを添加するのが好ましく、その量は０．２〜１．５ｍａｓｓ％である。Ｚｎは曲げ加工性を若干改善する。Ｚｎ量を０．２〜１．５ｍａｓｓ％に規定することにより、Ｍｇを最大０．２０ｍａｓｓ％まで添加しても実用上問題ない水準の曲げ加工性が得られる。この他、ＺｎはＳｎメッキやハンダメッキの密着性やマイグレーション特性を改善する。Ｚｎ量が０．２ｍａｓｓ％未満ではその効果が充分に得られず、１．５ｍａｓｓ％を超えると導電性が低下する。好ましくは０．３〜１．０ｍａｓｓ％である。

また、銅合金にはＳｃ、Ｙ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｍｏ、Ａｇいずれか１種又は２種以上を合計で０．００５〜０．３ｍａｓｓ％添加することができる。Ｓｃ、Ｙ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｍｏは、ＮｉまたはＳｉと化合物を形成し、結晶粒径の粗大化を抑制する効果がある。その添加量は強度や導電性などの特性を低下させない上記の範囲で添加することが可能である。
Ａｇは耐熱性および強度を向上させると同時に、結晶粒の粗大化を阻止して曲げ加工性を改善する。Ａｇ量が０．００５ｍａｓｓ％未満ではその効果が充分に得られず、０．３ｍａｓｓ％を超えて添加しても特性上に悪影響はないもののコスト高になる。これらの観点からＡｇの含有量は前記の範囲が好ましい。

Ｍｎは熱間加工性を改善する効果があり、導電性を劣化させない程度に０．０１〜０．５ｍａｓｓ％添加することは有効である。
Ｃｏは、Ｎｉと同様にＳｉと化合物を形成して強度を向上させる作用を有するので、Ｃｏを０．０５〜２．０ｍａｓｓ％含有するのが好ましい。含有量が０．０５ｍａｓｓ％未満ではその効果が充分に得られず、２．０ｍａｓｓ％を超えると、溶体化処理後にも強度に寄与しない晶出・析出物が存在して曲げ加工性が劣化する。
Ｃｒは、銅中に微細に析出して強度向上に寄与するともに、ＳｉもしくはＮｉとＳｉと化合物を形成し、前述のＳｃ、Ｙ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｍｏの群と同様、結晶粒径の粗大化を抑制する効果がある。０．０５ｍａｓｓ％未満ではその効果が充分に得られず、１．０ｍａｓｓ％を超えると曲げ加工性が劣化する。

上述のＳｃ、Ｙ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｃｒを２種以上添加する場合には、要求特性に応じて合計で０．００５〜２．０ｍａｓｓ％の範囲内で決定される。

本発明では、前記組成の銅合金材の特性を好適に実現するために結晶粒径および結晶粒の形状を規定することが好ましい。本発明において、前記結晶粒径は好ましくは０．００１ｍｍを超え０．０２５ｍｍ以下、より好ましくは０．００１ｍｍを超え０．０１５ｍｍ以下である。結晶粒径が小さすぎると再結晶組織が混粒（大きさの異なる結晶粒が混在した組織）と成り易く、曲げ加工性並びに応力緩和特性が低下し、また結晶粒径が大きすぎると曲げ加工性に悪影響が及ぶ。また、結晶粒が大きい場合には圧延垂直方向と平行方向の強度差が大きくなる為でもある。なお、前記結晶粒径はＪＩＳ−Ｈ０５０１（切断法）に基づいて測定した値とする。

本発明において、結晶粒の形状とは、最終塑性加工方向と平行な断面における結晶粒の長径ａと最終塑性加工方向と直角な断面における結晶粒の長径ｂの比（ａ／ｂ）を指し、本発明ではその比（ａ／ｂ）は好ましくは０．８以上１．５以下、より好ましくは１．０〜１．３である。前記比（ａ／ｂ）が大きすぎると、応力緩和特性が低下する。なお、前記比（ａ／ｂ）が小さすぎる場合も応力緩和特性が低下し易くなるので、０．８以上が望ましい。

また、本発明において、圧延方向（通常、前記最終塑性加工方向に等しい）の耐力と、圧延方向となす角度が９０°方向の耐力の差の最大値を１００ＭＰａ以下に規定するのが好ましい。その理由は、１００ＭＰａを超えると、コネクタ設計や曲げ加工時の金型の設定が難しくなる、コネクタの接圧強度が設計値と異なり特性を満たさないなどの問題が発生する為である。前記各差の最大値は５０ＭＰａ以下がより望ましい。この差の下限値には特に制限はないが、通常５ＭＰａ程度であれば、方向による耐力の差がほぼ無いとみなす。

次に、本発明に係る銅合金材の好ましい製造方法は、例えば次のような態様である。本発明に係る銅合金材の好ましい製造工程の概略は、鋳造→熱間圧延→生地圧延（通常、冷間圧延）→溶体化処理→１回目の冷間圧延（圧延１）→時効処理→２回目の冷間圧延（圧延２）→低温焼鈍である。

本発明において、鋳造→熱間圧延→生地圧延→溶体化処理→圧延１→時効処理→圧延２→低温焼鈍の工程によって製造されるものののうち、溶体化により再結晶組織を得た後の圧延１の直前の耐力から低温焼鈍後の耐力の変化量をΔｔｏｔａｌ（ＭＰａ）とし、圧延１の前後の耐力の変化量をΔＣ１（ＭＰａ）、および圧延２の前後の耐力変化量をΔＣ２（ＭＰａ）として表す。このとき、下記（１）〜（３）式を満たす製造方法を用いる。
０．１≦ΔＣ１／Δｔｏｔａｌ≦０．３５・・・（１）
０≦ΔＣ２／Δｔｏｔａｌ≦０．３５・・・（２）
０．１≦（ΔＣ１＋ΔＣ２）／Δｔｏｔａｌ≦０．４５・・・（３）
この耐力の変化量は後述するＪＩＳに準拠して求めたＬＤ方向（圧延方向に対して平行な方向）の耐力より算出したものである。

各工程での耐力の変化量を制御することが好ましい理由は、耐力の変化量、特に冷間圧延における耐力の変化量が材料に導入されたひずみ量に対して相関がある為である。材料の耐力、曲げ加工性、および耐応力緩和特性などは材料に導入されたひずみ量に依存し、ひずみ量が多い場合には、曲げ加工性、耐応力緩和特性が劣化する。しかしながら、材料に導入されるひずみ量は、銅母相の固溶・析出状態に依存する。その為、従来の圧延率などでの評価は成分および析出状態が異なる場合には統一的な解釈はなされない。

本発明者らは、冷間圧延における耐力の変化量を、溶体化直後から低温焼鈍後の耐力の全変化量で規格化を行い、この規格化された値が規定範囲内となるように制御することで、従来と比較して、高強度を有し、曲げ加工性および耐応力緩和特性に優れた銅合金材が製造できることを見出した。

本発明では、鋳造は一般的なＤＣ法などで行う。熱間圧延は、鋳塊を８５０〜１０００℃の温度で０．５〜６時間の均質化処理を施した直後、７００〜１０００℃の温度で圧延を行った後、冷却中の析出を防ぐ為に水冷することが望ましい。熱間圧延後酸化膜を面削後に生地圧延を行うが、生地圧延は圧延１、圧延２において所定の加工率が得られる板厚になるように圧延を行う。前述の熱間圧延と生地圧延により板形状の試料を得る。

溶体化は材料実体温度が８００〜１０００℃で行い、３〜６０ｓ程度保持後、析出を防ぐ為冷却速度は１５℃／秒以上（より好ましくは３０℃／秒以上、上限値には特に制限はないが通常１５０℃／秒以下）の冷却速度で冷却するのが望ましい。溶体化処理温度が低すぎる場合には、健全な再結晶組織が得られずに曲げ加工性に悪影響を及ぼし、また、Ｎｉ，Ｓｉの固溶量が不十分になり時効処理時におけるＮｉ_２Ｓｉの析出量が不十分で耐力が得られないなどの問題がある。溶体化処理温度が高すぎる場合には、再結晶粒径の粗大化がおこり、強度の低下、異方性の発現、曲げ加工性の劣化をもたらす。

圧延１は、時効処理における引張強度、耐力を向上させる目的で行う。圧延１において銅合金母相中には転位が導入されるが、それらの一部は次工程の時効処理においてＮｉ_２Ｓｉの異質核生成サイトとして機能し、Ｎｉ_２Ｓｉが高密・微細に形成することを助ける。圧延１の耐力増加分ΔＣ１を高めると時効強度も向上する為に導入することが望ましいが、ΔＣ１が高過ぎても時効強度向上の効果は飽和してしまい、また、曲げ加工性の劣化を引き起こす。その為、ΔＣ１／Δｔｏｔａｌを０．１以上０．３５以下に規定した。

時効処理は、銅母相にＮｉ_２Ｓｉ化合物を均一に分散析出させ、強度、導電率を向上させる。バッチ式の炉を用い、実体温度３５０〜６００℃で０．５〜１２時間保持することが望ましい。時効温度が低すぎると十分なＮｉ_２Ｓｉ析出量を得る為に長時間を要することになりコスト高になる、または、耐力および導電率が不十分である。また、時効温度が高すぎると粗大化したＮｉ_２Ｓｉが形成する為、耐力を十分に得られない。

圧延２は、耐力の向上を目的として行う。時効後の耐力が十分な場合には、圧延２を導入しなくても良い。圧延２による耐力増加分ΔＣ２が高過ぎると、曲げ加工性が劣化し、耐応力緩和特性を劣化させる。その為、ΔＣ２／Δｔｏｔａｌを０以上０．３５以下に規定した。

また、材料に導入されるひずみ量の総量が高すぎる場合にも、曲げ加工性が劣化し、耐応力緩和特性が劣化する為、総ひずみ量を規格化した値（ΔＣ１＋ΔＣ２）／Δｔｏｔａｌを０．１以上０．４５以下に規定した。

低温焼鈍は、強度をある程度維持したまま、伸び、曲げ加工性およびバネ限界値を回復させる目的で行う。実体温度が高温過ぎる場合には、再結晶が起こり耐力の低下をもたらすので、実体温度３００〜６００℃で、５〜６０秒の短時間での焼鈍を行うことが望ましい。低温焼鈍の温度が低すぎると、伸び、曲げ加工性およびバネ限界値の回復が不十分である。逆に、低温焼鈍の温度が高すぎると強度低下をもたらす。

本発明のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金材は、高強度を有し、曲げ加工性および耐応力緩和特性に共に優れた銅合金材である。そして電気・電子機器用のリードフレーム、コネクタ、端子材、リレー、スイッチなどに好適である。

以下に、本発明を実施例および比較例に基づいてさらに詳細に説明するが、本発明はこれに制限されるものではない。

本発明の実施例および比較例に用いた銅合金材は、表１に示す化学組成（残部はＣｕ）の銅合金（Ｎｏ．１〜３０）で形成される。これらの銅合金を高周波溶解炉にて溶解し、ＤＣ法により厚さ３０ｍｍ、幅１２０ｍｍ、長さ１５０ｍｍの鋳塊に鋳造し、次にこれら鋳塊を９５０℃に加熱し、この温度に１時間保持後、厚さ１２ｍｍに熱間圧延し、速やかに冷却した。
この際、比較例Ｎｏ．２４に関してはＮｉ量が規定量よりも多い為、比較例２５に関してはＳ量が規定量よりも多い為、比較例Ｎｏ．２６に関してはＳｉ量が規定量よりも多い為、比較例Ｎｏ．２８に関してはＣｒ量が規定量よりも多い為、比較例Ｎｏ．２９および３０に関しては、Ｚｒ、Ｔｉ、ＨｆおよびＶ、Ｍｏ、Ｙの量が規定量よりも多い為、熱間圧延中に割れが発生して次工程以降を中止した。

次いで、両面を各１．５ｍｍずつ切削して酸化皮膜を除去したのち、冷間圧延（生地圧延）により厚さ０．１６〜０．５０ｍｍに加工した。この際、比較例Ｎｏ．２７はＳｎが規定量よりも多かった為、冷間圧延中にコバ割れを発生し、次工程以降を中止した。この後、８００〜９５０℃で３０秒間溶体化処理し、直ちに１５℃／秒以上の冷却速度で冷却した。
各試料に５０％以下の種々の圧延率（圧下率、％）で圧延１を行い、不活性ガス雰囲気中にて５００℃、２時間の時効処理を施した。その後、最終塑性加工である圧延２を種々の圧延率（圧下率、％）で行い、最終的な板厚を０．１５ｍｍに揃えた。圧延２の後、４００〜６００℃で３０秒の低温焼鈍処理を施した各Ｎｏ．（Ｎｏ．１−１〜Ｎｏ．１−１１およびＮｏ．２−１〜Ｎｏ．２−３は、それぞれ上記実施例Ｎｏ．１および実施例Ｎｏ．２の組成の合金を上記した範囲内で異なる熱処理、圧延条件を施したものである）の銅合金板を得た。この銅合金板材料で各種特性評価を行った。

実施例および比較例で製造した各々のＮｏ．の銅合金板について、（ａ）結晶粒径、（ｂ）結晶粒形状、（ｃ）圧延平行方向と垂直方向の耐力、（ｄ）導電率、（ｅ）９０°Ｗ曲げ特性、（ｆ）応力緩和特性を調べた。

（ａ）結晶粒径および（ｂ）結晶粒形状は、ＪＩＳで規定する切断法（ＪＩＳ−Ｈ０５０１）により結晶粒径を測定し、これを基に算出した。
前記結晶粒径の測定断面は、図１に示す最終冷間圧延方向（最終塑性加工方向）と平行な断面Ａ、および最終冷間圧延方向と直角な断面Ｂである。前記断面Ａでは最終冷間圧延方向と平行な方向および直角な方向の２方向で結晶粒１の径を測定し、測定値の大きい方を長径ａ、小さい方を短径とした。前記断面Ｂでは圧延面の法線方向と平行な方向、および圧延面の法線方向と直角な方向の２方向で結晶粒２の径を測定し、測定値の大きい方を長径ｂ、小さい方を短径とした。

前記結晶粒径は、前記銅合金板の結晶組織を走査型電子顕微鏡で１０００倍に拡大して写真にとり、写真上に２００ｍｍの線分を引き、前記線分で切られる結晶粒数ｎを数え、〔２００ｍｍ／（ｎ×１０００）〕の式から求めた。前記線分で切られる結晶粒数が２０未満の場合は、５００倍の写真にとり長さ２００ｍｍの線分で切られる結晶粒数ｎを数え、〔２００ｍｍ／（ｎ×５００）〕の式から求めた。
結晶粒径は、断面Ａ、Ｂで求めたそれぞれの長径と短径の４値の平均値を０．００５ｍｍの整数倍に丸めて示した。
また、結晶粒の形状は、前記断面Ａの長径ａを前記断面Ｂの長径ｂで除した値（ａ／ｂ）で示した。

（ｃ）耐力は、ＪＩＳ−Ｚ２２０１記載の５号試験片を用い、ＪＩＳ−Ｚ２２４１に準拠して求めた。圧延方向（前記圧延１及び圧延２の方向に等しい）に対して平行方向（ＬＤ）および垂直方向（ＴＤ）の試験を行った。
（ｄ）導電率はＪＩＳ−Ｈ０５０５に準拠して求めた。導電率は、高強度ベリリウム銅（ＪＩＳ−Ｃ１７２０合金）の導電率２５％ＩＡＣＳを基準として、３０％ＩＡＣＳ以上を「優」、２５％ＩＡＣＳを超え３０％ＩＡＣＳ未満を「良好」、２５％ＩＡＣＳ以下を「不良」とする。
（ｅ）曲げ加工性は、内側曲げ半径が０．１５ｍｍとなる９０゜曲げ治具を用い、曲げ半径／板厚比率Ｒ／ｔが１．０となる９０°Ｗ曲げ試験を行い、曲げ部にクラックが生じないものは良好「○」、クラックが生じたものは不良「×」と判定した。
（ｆ）耐応力緩和特性は、日本電子材料工業会標準規格（ＥＭＡＳ−３００３）の片持ちブロック式を採用し、表面最大応力が耐力の８０％になるように負荷応力を設定して１５０℃の恒温槽に１０００時間保持して応力緩和率（Ｓ．Ｒ．Ｒ．（％））を求めた。耐応力緩和特性は、応力緩和率が１０％以下を「優」、１０％を超え１５％未満を「良好」、１５％以上を「不良」とする。
Ｎｏ．１〜２３までの評価結果を実施例および比較例として、表２に示す。

実施例に示す、Ｎｏ．１−１〜１−６、２−１、２−２および３〜１７は、いずれの銅合金も高強度、良好な曲げ加工性、耐応力緩和特性にすぐれ、異方性も小さい。

比較例、Ｎｏ．１−７ではΔＣ１／Δｔｏｔａｌの値が規定よりも小さい為、耐力が低かった。比較例、Ｎｏ．１−８および２−３ではΔＣ２／Δｔｏｔａｌの値が規定よりも大きい為、曲げ加工性および耐応力緩和特性が劣化した。比較例、Ｎｏ．１−９ではΔＣ２／Δｔｏｔａｌおよび（ΔＣ１＋ΔＣ２）／Δｔｏｔａｌの値が規定よりも大きい為、曲げ加工性および耐応力緩和特性が劣化した。比較例、Ｎｏ．１−１０では、ａ／ｂおよび（ΔＣ１＋ΔＣ２）／Δｔｏｔａｌの値が規定よりも大きい為、曲げ加工性および耐応力緩和特性が劣化した。比較例、Ｎｏ．１−１１では、結晶粒径が規定よりも大きい為、耐力の異方性が発現し、また曲げ加工性が劣化した。

比較例、Ｎｏ．１８ではＮｉ濃度が、比較例Ｎｏ．１９ではＳｉ濃度が規定よりも少ない為、耐力が低かった。また、比較例Ｎｏ．１８では耐応力緩和特性が劣った。比較例、Ｎｏ．２０ではＭｇ濃度が規定よりも多い為、曲げ加工性が劣化した。比較例、Ｎｏ．２１および２２では、ＭｎおよびＺｎ濃度が規定よりも多いため導電率が低下した。比較例、Ｎｏ．２３ではＣｏ濃度が規定よりも多い為、耐力が低下し、また、曲げ加工性も劣化した。

本発明の銅合金材は、端子、コネクタ、スイッチなどの材料として好適なものである。
また、本発明の銅合金材の製造方法は、前記銅合金材の製造方法として好適なものである。

本発明をその実施態様とともに説明したが、我々は特に指定しない限り我々の発明を説明のどの細部においても限定しようとするものではなく、添付の請求の範囲に示した発明の精神と範囲に反することなく幅広く解釈されるべきであると考える。

本願は、2007年11月1日に日本国で特許出願された特願2007-285605に基づく優先権を主張するものであり、これはここに参照してその内容を本明細書の記載の一部として取り込む。

Claims

Ｎｉ２．８〜５．０ｍａｓｓ％、Ｓｉ０．４〜１．７ｍａｓｓ％、Ｍｇ０．０１〜０．２０ｍａｓｓ％を含み、Ｓの含有量が０．００５ｍａｓｓ％未満に制限され、残部がＣｕおよび不可避不純物からなり、耐力が８００ＭＰａ以上で、曲げ加工性および耐応力緩和特性に優れることを特徴とする銅合金材の製造方法であって、銅合金板の溶体化再結晶組織を得る工程の後に、１回目の冷間圧延−時効処理−２回目の冷間圧延−低温焼鈍の一連の工程を有し、前記１回目の冷間圧延直前の耐力を基準とした前記低温焼鈍後の耐力の変化量をΔｔｏｔａｌ（ＭＰａ）、前記１回目の冷間圧延の前後の耐力の変化量をΔＣ１（ＭＰａ）、前記２回目の冷間圧延の前後の耐力の変化量をΔＣ２（ＭＰａ）として表した時、下記（１）〜（３）式を満たすことを特徴とする銅合金材の製造方法。
０．１≦ΔＣ１／Δｔｏｔａｌ≦０．３５・・・（１）
０≦ΔＣ２／Δｔｏｔａｌ≦０．３５・・・（２）
０．１≦（ΔＣ１＋ΔＣ２）／Δｔｏｔａｌ≦０．４５・・・（３）
更に、Ｓｎ０．０５〜１．５ｍａｓｓ％、Ｚｎ０．２〜１．５ｍａｓｓ％のうち少なくとも1種を含有することを特徴とする請求項１に記載の銅合金材の製造方法。
更に以下の（Ｉ）〜（ＩＶ）のうち１種または２種以上を合計で０．００５〜２．０ｍａｓｓ％含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の銅合金材の製造方法。
（Ｉ）Ｓｃ、Ｙ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、ＭｏおよびＡｇからなる群から選ばれる１種または２種以上を０．００５〜０．３ｍａｓｓ％
（ＩＩ）Ｍｎを０．０１〜０．５ｍａｓｓ％
（ＩＩＩ）Ｃｏを０．０５〜２．０ｍａｓｓ％
（ＩＶ）Ｃｒを０．１５〜１．０ｍａｓｓ％