JP5325178B2 - 強度、導電率及び曲げ加工性に優れたＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、コネクタ、端子、リレ−、スイッチ等の導電性ばね材に好適に用いられるＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金及びその製造方法に関する。

従来、コネクタ、端子等の電子材料用銅合金には、りん青銅や黄銅に代表される固溶強化型銅合金が使用されていた。しかし、近年のコネクタ、端子等の小型化に伴い、従来の固溶強化型銅合金に代わって、より高い強度及び導電率をもつ析出硬化型銅合金の使用が増加している。析出硬化型銅合金では、溶体化処理された過飽和固溶体を時効処理することにより、微細な析出物が均一に分散して、合金の強度が高くなると同時に、銅中の固溶元素量が減少し、導電率が向上する。このため、析出硬化型銅合金は強度、導電率に優れている。

代表的な析出硬化型銅合金として、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金が電子材料用途に実用化されている。この銅合金では、銅マトリックス中に微細なＮｉ−Ｓｉ系金属間化合物粒子が析出することにより強度と導電率が向上する。しかしながら、一般にＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金は導電率が５０％ＩＡＣＳ未満であり、最近の電気自動車やハイブリット車用の端子、コネクタ等に要求される高い導電率が実現できないという問題がある。

このような背景から、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金より導電率が高い材料としてＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金の開発が進んでいる。
例えば、ＣｏとＳｉの質量比、介在物の大きさおよび総量を制御することにより引張強さ７００Ｎ／ｍｍ^２、導電率６０％ＩＡＣＳが得られ、さらに板厚０．３ｍｍ、曲げ半径０．３ｍｍ（Ｒ／ｔ＝１）の９０°Ｖ曲げで割れが生じないＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金が開発されている（特許文献１）。
又、Ｃｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金にさらにＣｒを添加することにより、０．２％耐力が６８０ＭＰａ、導電率６３％ＩＡＣＳが得られ、（Ｒ／ｔ＝１）の９０°Ｗ曲げで割れが生じないＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金が開発されている（特許文献２）。
さらに、結晶粒径や析出物のサイズや分布状態を制御して強度、導電率及び曲げ性（ＭＢＲ／ｔ）を向上させたＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金が開発されている（特許文献３〜７）。

特開２００８−５６９７７号公報 特開２００８−８８５１２号公報 特開２００８−２６６７８７号公報 特開２００９−２４２８１４号公報 国際公開２００９／０９６５４６号 国際公開２００９／１１６６４９号 特開２０１０−５９５４３号公報

しかしながら、これら従来技術について本発明者らが追試したところ、いずれも板厚０．３ｍｍの試料を曲げ半径０．３ｍｍで９０°Ｗ曲げしたときに割れが認められ、曲げ性が充分なレベルに達しているとはいえなかった。
このように、強度、導電率に優れ、曲げ加工性を大幅に改善させたＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金は未だ開発されていない。
すなわち、本発明は上記の課題を解決するためになされたものであり、強度、導電率及び曲げ加工性に優れたＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金及びその製造方法の提供を目的とする。

本発明者らは種々検討した結果、結晶粒径を粗大化させ、粒内及び粒界に均一にＣｏ−Ｓｉ系金属間化合物を析出させることで、高い導電率を得るために高温で時効しても優れた強度及び曲げ加工性が得られることを見出した。
上記の目的を達成するために、本発明のＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金は、０．５〜３．０質量％のＣｏと、０．１〜１．０質量％のＳｉとを含有し、残部がCｕ及び不可避不純物からなり、圧延方向に平行な断面の平均結晶粒径が５μｍ以上であり、圧延面の金属組織の粒内に存在するＣｏ−Ｓｉ系化合物の単位面積当たりの面積率をS_Iとし、圧延面の金属組織の粒界に存在するＣｏ−Ｓｉ系化合物の単位面積当たりの面積率をS_Gとしたとき、S_I＞S_G、１％≦（S_I＋S_G）≦２０％を満たす。

０．２％耐力が６００ＭＰａ以上、導電率が６０％ＩＡＣＳ以上であることが好ましい。
圧延方向に直角な方向にＪＩＳ Ｈ ３１３０に規定されたＷ曲げ試験を行った際、割れの生じない最小曲げ半径（ＭＢＲ、単位：ｍｍ）と板厚（ｔ、単位：ｍｍ）との比（ＭＢＲ／ｔ）が１以下であることが好ましい。
更にＦｅ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｂ、Ｍｇ、Ｔｉ及びＰの群から選ばれる１種以上を合計０．００１〜０．５質量％含有することが好ましい。

本発明のＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金の製造方法は、前記Ｃｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金の製造方法であって、０．５〜３．０質量％のＣｏと、０．１〜１．０質量％のＳｉとを含有し残部がＣｕ及び不可避不純物からなる鋳塊を熱間圧延、冷間圧延、溶体化処理、時効処理、時効後冷間圧延の順で行い、前記溶体化処理の温度を９５０〜１０５０℃とし、前記時効処理の温度を４５０〜６５０℃、時効処理時間を８〜２０時間とし、前記時効後冷間圧延の加工度を１０〜３０％とする。

前記時効後冷間圧延の後に３００〜６００℃で１０〜３００秒加熱する歪取り焼鈍を行うことが好ましい。

本発明によれば、強度、導電率及び曲げ加工性に優れたＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金が得られる。

本発明のＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金の組織を示す模式図である。 従来のＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金の組織を示す模式図である。 応力緩和率の測定方法を示す模式図である。

以下、本発明の実施形態に係るＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金について説明する。なお、本発明において％とは、特に断らない限り、質量％を示すものとする。

まず、図１、図２を参照し、本発明の技術思想について説明する。一般にＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金は、鋳塊を熱間圧延、冷間圧延した後、溶体化処理してＣｕマトリックス中にＣｏ及びＳｉを固溶させ、さらにその後に時効処理してＣｏ−Ｓｉ系金属間化合物を析出させて製造され、これにより高い強度及び導電率が得られる。そして、Ｃｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金の導電率を改善させるためには、時効温度を高くし、Ｃｏ−Ｓｉ系金属間化合物の析出を促進させれば良い。

図２は、このようにして製造される一般的なＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金の組織を示す模式図である。まず、時効処理の初期段階において、結晶粒界Ｇ_１のエネルギーは粒内のエネルギーより高いため、Ｃｏ−Ｓｉ系金属間化合物（析出物）Ｐ_２が粒界Ｇ_１に優先的に析出する。次いで、時効が進行するに従って粒界Ｇ_１の析出物Ｐ_２が成長すると共に、粒内でも析出物Ｐ_１が発生し始める。
ここで、高い導電率を得るために時効温度を高くすると、時効の初期段階に粒界Ｇ_１に析出した析出物Ｐ_２が粗大化し、強度及び曲げ加工性が劣化する。このように、Ｃｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金の強度及び曲げ加工性と、導電率との向上は相反し、これらすべてを改善することは難しい。

このようなことから、本発明者らは、Ｃｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金の結晶粒径及びＣｏ−Ｓｉ系化合物の析出状態と、強度、導電率及び曲げ加工性との関係を鋭意調査した。その結果、結晶粒径を粗大化させることで、高い導電率を得るために高温で時効しても優れた強度及び曲げ加工性が得られることを見出した。
図１は、本発明の銅合金の組織を示す模式図である。まず、溶体化処理で結晶粒を粗大化させる（結晶粒径Ｄ_０を従来の結晶粒の結晶粒径Ｄ_１より大きくする）。ここで、結晶粒径Ｄ_０が大きくなるほど、粒界Ｇ_０の総面積を小さくすることができる。そのため、時効処理の初期段階で、粒界Ｇ_０での析出物Ｐ_４の析出が抑制される一方、粒内での析出物Ｐ_３の析出が促進され、微細な析出物Ｐ_３、Ｐ_４を均一に分散させることができる。
従って、高い導電率を得るために高温で時効しても、粒内及び粒界の析出物Ｐ_３、Ｐ_４が均一に成長し、粒界Ｇ_０での析出物Ｐ_４の粗大化が抑制され、強度及び曲げ加工性と、導電率とを両立することができる。

ただし、時効処理の際に粒内及び粒界の析出物が少なすぎると強度及び導電率の向上効果は小さく、粒内及び粒界の析出物が多すぎると強度の向上効果が小さいと共に曲げ加工性が劣化する。このようなことから、粒内及び粒界に生成したＣｏ−Ｓｉ系化合物の量（単位面積当たりの面積率であって、それぞれ特許請求の範囲のS_I、S_Gで表される）を一定以上とする必要がある。

次に、本発明のＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金の組成及びその他の規定について説明する。
（１）組成
Ｃｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金は、０．５〜３．０質量％のＣｏと、０．１〜１．０質量％のＳｉとを含有し、残部がCｕ及び不可避不純物からなる。Ｃｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金は、溶体化処理によりＣｕマトリックス中へＣｏ及びＳｉを固溶させ、時効処理により微細な析出物を合金中に分散させることにより、強度及び導電率を向上させる。
Ｃｏ濃度が０．５質量％未満、又はＳｉ濃度が０．１質量％未満になると、析出物の析出が不充分となり所望の強度が得られない。一方、Ｃｏ濃度が３．０質量％を超え、又はＳｉ濃度が１．０質量％を超えると、強度は向上するものの導電率が向上せず、さらに熱間圧延で割れが発生し、製造性が著しく悪化する。

更にＦｅ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｂ、Ｍｇ、Ｔｉ及びＰの群から選ばれる１種以上を合計０．００１〜０．５質量％含有することにより、強度を更に向上させることができる。これらの合計含有量が０．００１質量％未満になると強度上昇の効果は得られず、合計含有量が０．５質量％を超えると導電率が低下する場合がある。

（２）０．２％耐力及び導電率
０．２％耐力を高めると、コネクタとして使用する際に接点部での接圧が高くなり、接触電気抵抗が減少する。コネクタとして充分な接圧を得るためには０．２％耐力が６００ＭＰａ以上であることが好ましく、より好ましくは６３０ＭＰａ以上である。
導電率を高めると、コネクタとして使用する際、接点部での接触電気抵抗及び通電に伴う発熱量が減少する。コネクタ用の材料として充分な導電率は６０％ＩＡＣＳ以上であり、より好ましくは６２％ＩＡＣＳ以上である。

（３）平均結晶粒径
上記したように、溶体化処理で結晶粒を粗大化させて粒界の総面積を小さくすると、時効処理で粒界への析出が抑制される一方、粒内での析出が促進され、高温で時効しても強度、導電率及び曲げ加工性を共に向上させることができる。このような効果を生じさせるためには、圧延方向に平行な断面の平均結晶粒径が５μｍ以上である必要がある。より好ましくは７μｍ以上である。なお、この平均結晶粒径は最終製品の値であり、又、平均結晶粒径は、ＪＩＳ Ｈ０５０１の切断法により測定する。
圧延方向に平行な断面の平均結晶粒径が５μｍ未満になると粒界の総面積が増え、時効処理で粒界へ粗大な析出物が析出し、強度と曲げ加工性が劣化する。

（４）Ｃｏ−Ｓｉ系化合物の面積率
又、溶体化処理で結晶粒を５μｍ以上に粗大化させると、時効処理で粒内での析出が促進されるので、粒内の析出物が粒界の析出物より多くなり、粒内及び粒界に均一にＣｏ−Ｓｉ系金属間化合物が析出する。そこで、析出物の多少を見る指標として、単位面積当たりの面積率を規定し、圧延面の金属組織の粒内に存在するＣｏ−Ｓｉ系化合物の単位面積当たりの面積率をS_Iとし、圧延面の金属組織の粒界に存在するＣｏ−Ｓｉ系化合物の単位面積当たりの面積率をS_Gとしたとき、本発明の銅合金においてはS_I＞S_Gとなる。
平均結晶粒径が５μｍ未満になると粒界の総面積が増え、S_I≦S_Gとなって強度及び曲げ加工性が低下する。
さらに、時効処理の際に粒内及び粒界の析出物が少なすぎると強度及び導電率の向上効果は小さくなるため、１％≦（S_I＋S_G）とする。一方、粒内及び粒界の析出物が多すぎると強度の向上効果が小さいと共に曲げ加工性が劣化するため、（S_I＋S_G）≦２０％とする。

以上のように銅合金を規定することで、ＪＩＳ Ｈ ３１３０に規定するＷ曲げ試験を圧延方向に直角な方向に行った際、割れの生じない最小曲げ半径（ＭＢＲ、単位：ｍｍ）と板厚（ｔ、単位：ｍｍ）との比（ＭＢＲ／ｔ）を１以下とすることができ、特に小型コネクタ用の材料として適する。特に、板厚０．３ｍｍ以上としても、（ＭＢＲ／ｔ）を１以下とすることができる。

次に、本発明のＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金の製造方法について説明する。
本発明のＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金の製造方法は、０．５〜３．０質量％のＣｏと、０．１〜１．０質量％のＳｉとを含有し残部がＣｕ及び不可避不純物からなる鋳塊を熱間圧延、冷間圧延、溶体化処理、時効処理、時効後冷間圧延の順で行う。また、時効後冷間圧延後に歪取りを目的とした焼鈍を行うことも可能である。

（イ）溶体化処理
（銅合金の最終製品の）平均結晶粒径を５μｍ以上とするため、溶体化温度を９５０℃以上とする。より好ましくは１０００℃以上である。溶体化温度が９５０℃未満であっても加熱時間を長くすれば、平均結晶粒径を５μｍ以上にすることができるが、生産性が低下するので工業的に好ましくない。

（ロ）時効処理
銅合金の強度、導電率及び曲げ加工性を向上させるため、時効処理の温度を４５０〜６５０℃、時効処理時間を８〜２０時間とする。
時効処理温度が４５０℃未満になると、（S_I＋S_G）が１％未満となって強度及び導電率が低下する。時効処理時間が８時間未満になると、S_I≦S_Gとなって、曲げ加工性が低下する。一方、時効処理温度が６５０℃を超え、又は時効処理時間が２０時間を超えると、（S_I＋S_G）が２０％を超え、強度及び曲げ加工性が低下する。
また、時効処理前に圧延を行うと、時効処理による析出が促進され、粗大な析出物が生成するため、強度、導電率及び曲げ加工性の両立ができなくなる。したがって、本発明においては、溶体化処理と時効処理の間に圧延を行わない。

（ハ）冷間圧延
強度を向上させるため、時効処理後に冷間圧延（時効後冷間圧延という）を行う。０．２％耐力を６００ＭＰａ以上とするためには、時効後冷間圧延の加工度を１０〜３０％とする必要がある。より好ましくは時効後冷間圧延の加工度は１０〜２５％である。時効後冷間圧延の加工度が１０％未満であると所望の強度が得られず、３０％を超えると曲げ加工性が著しく悪化する。

（ニ）歪取り焼鈍
応力緩和特性を改善するために、時効後冷間圧延後に歪取り焼鈍を行ってもよい。歪取り焼鈍の温度は３００〜６００℃、焼鈍時間は１０〜３００秒とする。より好ましくは歪取り焼鈍の温度が４００〜５５０℃、焼鈍時間が１０〜１００秒である。歪取り焼鈍の温度が３００℃未満であるか、又は焼鈍時間が１０秒未満になると、応力緩和特性が改善されない場合がある。一方、歪取り焼鈍の温度が６００℃を超え、又は焼鈍時間が３００秒を超えると強度が低下する場合がある。

以下に本発明の実施例を比較例と共に示すが、これらの実施例は本発明及びその利点をよりよく理解するために提供するものであり、発明が限定されることを意図するものではない。

高周波溶解炉にてアルゴン雰囲気中で、アルミナ又はマグネシア製るつぼ中で電気銅を溶解した。さらに、表１〜表６に示す組成に応じて銅以外の元素を添加し、溶湯温度を１３００℃に調整した後、鋳型（材質：鋳鉄）を使用して３０×６０×１２０ｍｍのインゴットに鋳造した。９００℃で厚さ１０ｍｍまで熱間圧延を行い、表面の酸化スケールを面削した後、冷間圧延を行った。その後、表１〜表６に示す条件で、溶体化処理、時効処理、時効後冷間圧延、歪取り焼鈍を順次行い、最終板厚は０．３ｍｍとした。
このようにして得られた各合金について、以下の諸特性の評価を行った。

（１）引張強さ及び０．２％耐力
引張方向が圧延方向と平行になるように、プレス機を用いてＪＩＳ １３ Ｂ号試験片を作製し、引張試験機を用いてＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して測定した。
（２）導電率
ＪＩＳ Ｈ ０５０５に準拠して四端子法を用いて測定した。
（３）応力緩和率
幅１０ｍｍ、長さ１００ｍｍの短冊形状の試験片を、この試験片の長手方向が圧延方向と平行になるように採取した。図３（ａ）に示すように、左端の位置を支点として、試験片にｙ_０のたわみを与え、０．２％耐力の８０％に相当する応力（σ_０）を負荷した。ｙ_０は次式により求めた。
ｙ_０＝（２／３）×ｌ^２×σ_０／（Ｅ×ｔ）
ここで、Ｅはヤング率（１２５ＧＰａ）であり、ｔは試料の厚みである。ｙ_０のたわみを与えた状態で、１５０℃にて１０００ｈ加熱後に除荷した。
このとき、図３（ｂ）に示すように永久変形が残るので、その永久変形量（高さ）ｙを測定し、応力緩和率｛（ｙ／ｙ_０）×１００（％）｝を算出した。

（４）結晶粒径
圧延方向に平行な断面の組織を、エッチング（水−ＮＨ_３（４０ｖｏｌ％）−Ｈ_２Ｏ_２（０．６ｖｏｌ％））により現出させ、切断法（ＪＩＳ Ｈ ０５０１）に準拠して行った。
（５）Ｃｏ−Ｓｉ系化合物の面積率
圧延面について、ＦＥ−ＳＥＭ（日本ＦＥＩ社製 ＸＬ３０ＳＦＥＧ）を用いて、１０００倍の倍率で２７００μm^２の視野の反射電子像を観察した。その後、画像解析装置を使用して観察視野における粒内及び粒界に存在するＣｏ−Ｓｉ系化合物の面積率をそれぞれ求めた。また、観察された化合物の成分がＣｏ−Ｓｉ系化合物であることを、その代表的な形態のものをＦＥ―ＳＥＭのＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線分析）を用いて分析することにより確認した。
（６）曲げ加工性
ＪＩＳ Ｈ ３１３０に記載されたＷ曲げ試験を圧延方向に直角な方向に行った際、割れの生じない最小曲げ半径（ＭＢＲ、単位：ｍｍ）を求め、板厚（ｔ、単位：ｍｍ）との比（ＭＢＲ／ｔ）を測定した。

得られた結果を表１〜表６に示す。

表１、表２は、銅合金の組成を変化させたときの結果を示す。発明例１〜１２の場合、強度、導電率及び曲げ性がいずれも優れたものとなった。
一方、Ｃｏが０．５質量％未満でＳｉが０．１質量％未満である比較例１の場合、０．２％耐力が６００ＭＰａ未満となった。Ｃｏが３．０質量％を超えＳｉが１．０質量％を超えた比較例２の場合、熱間圧延で割れが発生した。Ｆｅが０．５質量％を超えた比較例３の場合、導電率が６０％ＩＡＣＳ未満となった。

表３は、溶体化処理の温度を変化させたときの結果を示す。溶体化処理温度が９５０〜１０５０℃である発明例２１〜２５の場合、強度、導電率及び曲げ性がいずれも優れたものとなった。
一方、溶体化処理温度が９５０℃未満である比較例４、５の場合、結晶粒径が５μｍ未満となり、S_I≦S_Gとなったため、０．２％耐力が６００ＭＰａ未満に低下し、曲げ加工性が低下した（ＭＢＲ/ｔ＞１）。

表４は、時効処理の温度及び加熱時間を変化させたときの結果を示す。時効処理の温度を４５０〜６５０℃、時効処理時間を８〜２０時間とした発明例３１〜３８の場合、強度、導電率及び曲げ性がいずれも優れたものとなった。
一方、時効処理温度が４５０℃未満である比較例２１の場合、（S_I＋S_G）が１％未満となり、０．２％耐力が６００ＭＰａ未満に低下し、導電率が６０％ＩＡＣＳ未満となった。
時効処理温度が６５０℃を超えた比較例２２の場合、及び時効処理時間が２０時間を超えた比較例２５の場合、（S_I＋S_G）が２０％を超え、０．２％耐力が６００ＭＰａ未満に低下し、曲げ加工性が低下した（ＭＢＲ/ｔ＞１）。
時効処理時間が８時間未満である比較例２３、２４の場合、S_I≦S_Gとなって、曲げ加工性が低下した（ＭＢＲ/ｔ＞１）。
溶体化処理と時効処理との間に冷間圧延を行った比較例２６の場合も、S_I≦S_Gとなって、曲げ加工性が低下した（ＭＢＲ/ｔ＞１）。これは、冷間圧延により時効処理時に析出が促進されたためである。

表５は、時効後冷間圧延の加工度を変化させたときの結果を示す。時効後冷間圧延の加工度を１０〜３０％とした発明例４１〜４５の場合、強度、導電率及び曲げ性がいずれも優れたものとなった。
一方、時効後冷間圧延の加工度が１０％未満である比較例３１の場合、０．２％耐力が６００ＭＰａ未満に低下した。
時効後冷間圧延の加工度が３０％を超えた比較例３２の場合、加工度が高過ぎて曲げ加工性が低下した（ＭＢＲ/ｔ＞１）。

表６は、歪取り焼鈍の温度及び加熱時間を変化させたときの結果を示す。３００〜６００℃で１０〜３００秒加熱する歪取り焼鈍を行った発明例５１〜６４の場合、強度、導電率及び曲げ性がいずれも優れたものとなった。
但し、加熱時間が１０秒未満である発明例６０、及び加熱温度が３００℃未満である発明例６１の場合、他の発明例より応力緩和特性が劣った。
又、加熱時間が３００秒を超えた発明例６２、及び加熱温度が６００℃を超えた発明例６３の場合、０．２％耐力が６００ＭＰａ未満に低下した。
歪取り焼鈍を実施しなかった発明例６４の場合、他の発明例より応力緩和特性が劣った。

Claims (6)

1. ０．５〜３．０質量％のＣｏと、０．１〜１．０質量％のＳｉとを含有し、残部がCｕ及び不可避不純物からなり、
   圧延方向に平行な断面の平均結晶粒径が５μｍ以上であり、圧延面の金属組織の粒内に存在するＣｏ−Ｓｉ系化合物の単位面積当たりの面積率をS_Iとし、圧延面の金属組織の粒界に存在するＣｏ−Ｓｉ系化合物の単位面積当たりの面積率をS_Gとしたとき、S_I＞S_G、１％≦（S_I＋S_G）≦２０％を満たすことを特徴とする強度、導電率及び曲げ加工性に優れたＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金。
2. ０．２％耐力が６００ＭＰａ以上、導電率が６０％ＩＡＣＳ以上であることを特徴とする請求項１に記載の強度、導電率及び曲げ加工性に優れたＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金。
3. 圧延方向に直角な方向にＪＩＳ Ｈ ３１３０に規定されたＷ曲げ試験を行った際、割れの生じない最小曲げ半径（ＭＢＲ、単位：ｍｍ）と板厚（ｔ、単位：ｍｍ）との比（ＭＢＲ／ｔ）が１以下であることを特徴とする請求項１又は２に記載の強度、導電率及び曲げ加工性に優れたＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金。
4. 更にＦｅ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｂ、Ｍｇ、Ｔｉ及びＰの群から選ばれる１種以上を合計０．００１〜０．５質量％含有する請求項１〜３のいずれかに記載の強度、導電率及び曲げ加工性に優れたＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金。
5. 請求項１〜４のいずれかに記載のＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金の製造方法であって、
   ０．５〜３．０質量％のＣｏと、０．１〜１．０質量％のＳｉとを含有し残部がＣｕ及び不可避不純物からなる鋳塊を熱間圧延、冷間圧延、溶体化処理、時効処理、時効後冷間圧延の順で行い、
   前記溶体化処理の温度を９５０〜１０５０℃とし、
   前記時効処理の温度を４５０〜６５０℃、時効処理時間を８〜２０時間とし、
   前記時効後冷間圧延の加工度を１０〜３０％とするＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金の製造方法。
6. 前記時効後冷間圧延の後に３００〜６００℃で１０〜３００秒加熱する歪取り焼鈍を行う請求項５に記載のＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金の製造方法。

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