JP5743165B2 - 銅合金及び銅合金の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、電気・電子機器用のリードフレーム、コネクタ、端子材等に適用される高強度、高導電性を有する銅合金及びこの銅合金を製造する銅合金の製造方法に関するものである。

従来、電子機器のリードフレーム等の各種端子、コネクタ、リレー又はスイッチ等の電気伝導性及びばね性が必要な材料においては、製造コストを重視する用途には低廉な黄銅が適用されていた。また、一方で、ばね性等の機械的性質が重視される用途にはりん青銅が適用されていた。更に、ばね性に加え、耐食性が重視される用途には洋白が適用されていた。
しかしながら、近年における電子機器類及びその部品の軽量化、薄肉化及び小型化に伴い、これらの材料を使用したのでは必要な強度を十分に満足することができないのが現状である。
近年電子機器の各種端子等の電気伝導性及びばね性が必要な材料においては、従来のりん青銅、黄銅等に代表される固溶強化型合金に代わり、高強度及び高導電性の観点から、時効硬化型の銅合金の使用量が増加している。
時効硬化型の銅合金は、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、微細粒子が均一に析出して耐力又はばね限界値等の強度特性の向上とともに固溶元素量が減少し導電率の向上に寄与する銅合金である。
従って、益々厳しくなる電子機器類及びその部品の軽量化、材料の高強度化の要求を満足する材料として、例えば、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金（コルソン）やベリリウム銅等の時効硬化型の銅合金が使用されている。

この他に、軽量化、高強度化して、電子機器類に対応する銅合金としてＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金（コルソン）を用いて製造方法による改善も試みられている。例えば、特許文献１では、Ｎｉを１．０〜５．０質量％、Ｓｉを０．２〜１．０質量％、Ｚｎを１．０〜５．０質量％、Ｓｎを０．１〜０．５質量％、Ｐを０．００３〜０．３質量％含有し、残部がＣｕと不可避的不純物からなる銅合金材であって、目的とする最終板厚の１．３〜１．７倍の厚さまで冷間圧延する第１の冷間圧延工程、第１の冷間圧延後の材料を７００〜９００℃に加熱後、毎分２５℃以上の降温速度で３００℃以下まで冷却する第１の熱処理工程、第１の熱処理後の材料を最終板厚まで冷間圧延する第２の冷間圧延工程、第２の冷間圧延後の材料を４００〜５００℃に加熱して３０分〜１０時間保持する第２の熱処理工程、及び第２の熱処理後の材料を長手方向に張力を加えながら４００〜５５０℃で１０秒〜３分間加熱保持する銅合金材が開示されている。しかし、製造工程が複雑になり、製造コストの低減を図ることが難しい。

このＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系（コルソン）合金を利用し、他の金属元素を添加して改善するものが開示されている（特許文献２ないし４を参照。）。例えば、特許文献２では、Ｎｉ：１．０〜４．５質量％、Ｓｉ：０．５０〜１．２質量％、Ｃｒ：０．００３０〜０．３質量％を含有し（但し、ＮｉとＳｉの重量比が３≦Ｎｉ／Ｓｉ≦５．５である。 ）、残部Ｃｕ及び不可避的不純物から構成される銅合金であって、材料中に分散する大きさが０．１μｍ以上５μｍ以下のＣｒ−Ｓｉ化合物について、その分散粒子中のＳｉに対するＣｒの原子濃度比が１〜５であって、その分散密度が１×１０^６個／ｍｍ^２以下である電子材料用銅合金が記載されている。 しかし、Ｎｉ−Ｓｉ系金属間化合物の強度を改善するものであって、高強度・高導電性に関して限界がある。

また、Ｎｉ−Ｓｉ系とは異なる金属間化合物、Ｃｒ−Ｓｉ系、Ｎｉ−ＰにＦｅを添加するＮｉ−Ｐ−Ｆｅ系、Ｎｉ−Ｔｉ系金属間化合物を析出させる銅合金が開示されている（特許文献５ないし７を参照。）。例えば、特許文献７では、Ｎｉ１〜３mass％及びＴｉ０．２〜１．４mass％を含み、前記Ｎｉ及びＴｉの質量百分率の比率（Ｎｉ／Ｔｉ）が２．２〜４．７であり、ＭｇとＺｒの一方または両方を合わせて０．０２〜０．３mass％、Ｚｎ０．１〜５mass％を含み、残部がＣｕと不可避的不純物からなる銅合金であって、Ｎｉ、Ｔｉ、及びＭｇからなる金属間化合物、Ｎｉ、Ｔｉ、及びＺｒからなる金属間化合物、またはＮｉ、Ｔｉ、Ｍｇ、及びＺｒからなる金属間化合物を少なくとも１つ含有し、前記金属間化合物の分布密度が１×１０^９〜１×１０^１３個／mm^２であり、引張強度が６５０ＭＰａ以上かつ導電率が５５ＩＡＣＳ％以上かつ１５０℃で１０００時間保持したときの応力緩和率が２０％以下である電気電子機器用銅合金が記載されている。

特開２００７−０７０６５１ 特開２００９−２４２９２１ 特開２０１０−０９０４０８ 特開２００８−２６６７８７ 特開２００７−１２６７３９ 特開２００１−３３５８６４ 特開２００６−３３６０６８

しかし、いずれの銅合金でも、併せ持つ高強度、高導電性が、最近の要請に対して不十分である。
そこで、本発明は上記問題点に鑑みてなされたものであり、その課題は、高強度であっても加工性が優れ、かつ、高導電性の銅合金及びこのような銅合金の製造方法を提供することである。
また、これらの高強度であっても加工性が優れ、かつ、高導電性を有する特性を制御することができる銅合金及びこのような銅合金の製造方法を提供することである。

上記課題を解決する手段である本発明の特徴としては、発明者らは高強度銅合金を得るために検討した結果、Ｃｕ−Ｎｉ−Ａｌ合金において、ＦＣＣ構造の母相中にＮｉ_３ＡｌのＬ１₂構造で、ＦＣＣ構造のγ’相を微細析出させることが有効であることがわかった。さらにＳｉを添加することでより一層、高強度化されることがわかった。
したがって、本発明の銅合金は、Ｎｉ：３．０〜２９．５質量％、Ａｌ：０．５〜７．０質量％、Ｓｉ：０．１〜１．５質量％とを含み、残部がＣｕ及び不可避的不純物とからなるＦＣＣ構造の銅合金であって、前記銅合金の母相中に、Ｓｉを含むＮｉ_３ＡｌのＬ１_２構造で、ＦＣＣ構造のγ’相が析出していて、かつ、導電率が８．５ＩＡＣＳ％以上で、ビッカース硬さが２２０Ｈｖ以上であることを特徴とする。
また、本発明の銅合金は、さらに、Ｎｉ：３．０〜１４．０質量％、Ａｌ：０．５〜４．０質量％、Ｓｉ：０．１〜１．５質量％とを含み、かつ、導電率が１０〜２５ＩＡＣＳ％であることを特徴とする。
また、本発明の銅合金は、さらに、冷間加工性が１０〜９５％であることを特徴とする。
また、本発明の銅合金は、さらに、Ａｌ当量（質量％）＝（Ａｌ質量％＋１．１９Ｓｉ質量％）及びＮｉ質量％で示される範囲として、（Ａｌ：２．０質量％、Ｎｉ：３．０質量％）、（Ａｌ：４．０質量％、Ｎｉ：９．５質量％）、（Ａｌ：１．５質量％、Ｎｉ：１４．０質量％）、（Ａｌ：０．５質量％、Ｎｉ：５．０質量％）の４点で囲まれる領域Ａにあることを特徴とする。
また、本発明の銅合金は、さらに、Ｎｉ：９．５〜２９．５質量％、Ａｌ：１．５〜７．０質量％、Ｓｉ：０．１〜１．５質量％とを含み、かつ、ビッカース硬さが２２０〜４５０Ｈｖで、導電率が８．５〜１５ＩＡＣＳ％であることを特徴とする。
また、本発明の銅合金は、さらに、Ａｌ当量（質量％）＝（Ａｌ質量％＋１．１９Ｓｉ質量％）及びＮｉ質量％で示される範囲として、（Ａｌ：４．０質量％、Ｎｉ：９．５質量％）、（Ａｌ：７．０質量％、Ｎｉ：１６．０質量％）、（Ａｌ：２．５質量％、Ｎｉ：２９．５質量％）、（Ａｌ：１．５質量％、Ｎｉ：１４．０質量％）の４点で囲まれる領域Ｂにあることを特徴とする。
また、本発明の銅合金は、さらに、添加元素として、Ｃｏ、Ｔｉ、Ｓｎ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｚｒ、Ｍｇ、Ｚｎからなる群から選択した１種又は２種以上の元素を総量で０．０１〜５．０質量％を含むことを特徴とする。
また、本発明の銅合金は、さらに、添加元素として、Ｃ、Ｐ及びＢからなる群から選択した１種又は２種以上の元素を総量で０．００１〜０．５質量％を含むことを特徴とする。

また、本発明の銅合金は、さらに、前記γ’相が、平均粒径が１００ｎｍ以下で析出していることを特徴とする。
また、本発明の銅合金は、さらに、前記γ’相が球形で、面積分率が５〜４０％であることを特徴とする。

上記課題を解決する手段である本発明の銅合金によって、高導電性について検討した結果、領域Ａ及び領域Ｂにおいて強度、導電性の両者を満たすことがわかった。領域Ａでは特に導電率が高く、加工性に優れる高強度銅合金を、領域Ｂは特に強度が高い高強度銅合金を得ることができる。
また、本発明の銅合金の製造方法によって、高導電性について検討した結果、領域Ａ及び領域Ｂにおいて強度、導電性の両者を満たす銅合金を製造することができる。

上側が電子線回折による析出物の結晶構造Ｌ１ _２ を示すとともに、下側が析出物の状態を示す透過電子顕微鏡の写真である。

以下に、本発明を実施するための最良の形態を図面に基づいて説明する。なお、いわゆる当業者は特許請求の範囲内における本発明を変更・修正をして他の実施形態をなすことは容易であり、これらの変更・修正はこの特許請求の範囲に含まれるものであり、以下の説明はこの発明における最良の形態の例であって、この特許請求の範囲を限定するものではない。
本発明の銅合金は、Ｎｉ：３．０〜２９．５質量％、Ａｌ：０．５〜７．０質量％、Ｓｉ：０．１〜１．５質量％とを含み、残部がＣｕ及び不可避的不純物とからなるＦＣＣ構造の銅合金であって、前記銅合金の母相中に、平均粒径が１００ｎｍ以下で、Ｓｉを含むＮｉ_３ＡｌでＬ１_２構造のγ’相が析出している。前記Ｌ１_２構造は、例えば電子線回折像の配列構造で確認できる。
図１は、上側が電子線回折による析出物の結晶構造Ｌ１ _２ を示すとともに、下側が析出物の状態を示す透過電子顕微鏡の写真である。
なお、本写真は、Ｎｉ：１２．３質量％−Ａｌ：１．０質量％−Ｓｉ：０．３質量％−Ｃｕの組成で、溶体化処理：９００℃１０分−冷間加工３０％−時効処理５００℃６時間の熱処理を施している。
図１のように、電子線回折では回折面１１０を持つ規則相を対象とするものとされている。すなわち、γ’相は金属間化合物であって、隅に位置する原子がＡｌ及びＳｉ、面心に位置する原子がＮｉである規則化されたＦＣＣ構造である。
また、後述するが、図１の下側の写真ではＬ１_２構造のγ’相が微細に析出していることが分かる。
これらのＦＣＣ構造を有する母相の銅及びＬ１_２構造を有するγ’相は、ともにＦＣＣ構造であるために整合性が良く強度の向上に寄与するとともに、γ’相を析出させることで母相の溶質元素濃度が減少し、導電率の向上にも寄与する。
本発明の銅合金は、ＦＣＣ構造を有したままの銅合金である。ＦＣＣ構造は、金属元素が、最も密に積層した構造であって、高強度、高導電性の母相合金として適している。したがって、ＦＣＣ構造を有する銅は、加工性に優れており目的の形状を容易に作製することが可能である。
本発明の銅合金は、Ｎｉ：３．０〜２９．５質量％、Ａｌ：０．５〜７．０質量％、Ｓｉ：０．１〜１．５質量％とを含むことが高強度と高導電性を満たすために必要である。
ＮｉとＡｌとは、母相のＣｕ中で、Ｎｉ_３Ａｌの金属間化合物を析出して、γ’相を形成する。さらに、ＡｌとＳｉとは、Ｎｉと合わせてＮｉ_３（Ａｌ、Ｓｉ）金属間化合物を形成することから、ＡｌとＳｉとは両方合わせて、この系に合わせた量が必要であり、かつ、Ｎｉ_３Ａｌ、Ｎｉ_３Ｓｉの単独の系ではなく、Ｌ１_２型の中でＦＣＣ構造の隅に混在しながら１つのＮｉ_３（Ａｌ、Ｓｉ）金属間化合物を形成している。
本発明の銅合金におけるＬ１_２構造を有するγ’相は金属間化合物であって、隅に位置する原子がＡｌ及びＳｉ、面心に位置する原子がＮｉである規則化されたＦＣＣ構造である。

これらのＦＣＣ構造を有する母相の銅及びＬ１_２構造を有するγ’相は、ともにＦＣＣ構造であるために整合性が良く強度の向上に寄与するとともに、γ’相を析出させることで母相の溶質元素濃度が減少し、導電率の向上にも寄与する。
さらに、詳細に説明すると、Ｌ１_２構造のγ’相はＧＣＰ（Ｇｅｏｍｅｔｒｉｃａｌｌｙ ｃｌｏｓｅ ｐａｃｋｉｎｇ）相に属し、その稠密充填構造に起因して延性があり、さらに整合性が高いために微細組織であるγ’相が析出しているγ＋γ’組織になっていることで靱性のある加工性の高い銅合金を得ることができる。
このγ’相は、母相である銅が主体のγ相に球形で、微細に析出する。γ’相が球形であることで、γ’相とγ相との界面で応力集中することなく靱性のある加工性の高い銅合金を得ることができる。
さらに、γ’相の平均粒径を小さく制御することでより強度の向上をもたらすことが可能である。γ’相の平均粒径を小さくすることで、移動する転位のピンニングサイトが多くなり、高い引張強度を得ることができる。
さらに、γ’相は金属間化合物で、これ自身の硬度が高く、引張強度も高い。したがって、γ’相内を転位が移動するのを妨げることで、銅合金への硬度、引張強度へ貢献することができる。

また、導電率は、一般に、銅中に固溶する溶質元素濃度が高いほど低下するが、γ単相の溶体化状態に比べ、低温で熱処理をしてγ’相を析出させることで母相の溶質元素濃度が減少するため、γ’相の析出は導電率の向上にも寄与する。なお、γ’相の導電率は、純Ｃｕより、導電率は低いことから、このγ’相の占有する体積の割合に応じた分だけ電子の移動を低下させるが、適量のγ’相の面積分率とすることで高い導電率を維持することができる。
したがって、銅合金にしたときに、冷間加工性等の延性を大きく損なわずに硬度、引張強度等の機械的特性に対する貢献が大きく、かつ、導電率を向上させる効果のある第二相として、γ’相が適している。このとき、γ’相の面積分率は５〜４０％が好ましい。
この面積分率は、銅合金のある断面の各金属組織の面積を比較することで求めることができる。なお、通常は、面積分率と体積分率とは、カヴァリエリの原理による２個の立体をある平面に平行な平面で切るときの切り口の面積が等しければ、２個の立体の体積は等しい。したがって、この面積分率は体積分率ととらえてもさしつかえない。
なお、面積分率は、金属顕微鏡、電子顕微鏡（ＳＥＭ、ＴＥＭ）、ＥＰＭＡ（Ｘ線分析装置）等で測定することができる。
また、このγ’相の平均粒径は１００ｎｍ以下が好ましい。小さいほど好ましいが熱処理による粗大化のために実用上の析出サイズを１ｎｍより微細に制御することは難しく、１ｎｍ以上で、１００ｎｍ以下であれば十分な強度を得ることができる。
γ’相の平均粒径は、電子顕微鏡による組織観察から画像解析によって複数のγ’相の直径を計測し、それらを平均することで得られる。
このときに、添加されているＮｉ、Ａｌ、Ｓｉによって、Ｎｉ_３Ａｌの金属間化合物のγ’相以外のＮｉ_２（Ａｌ、Ｓｉ）、ＮｉＡｌ、Ｎｉ_５Ｓｉ_２等の金属間化合物が析出することがある。
しかし、Ｎｉ_２（Ａｌ、Ｓｉ）はＮｉ_３（Ａｌ、Ｓｉ）と比較して析出する量が少なく、銅合金の機械的性質、電気的性質に与える影響は小さい。
ＮｉＡｌで表わされるβ相の金属間化合物が析出する。このβ相は、ＢＣＣ規則構造のＢ２構造であるが、析出する組成範囲が狭く、析出してもＮｉ_３（Ａｌ、Ｓｉ）と比較して量が少なく、銅合金の機械的性質、電気的性質に与える影響は小さい。
また、Ｎｉ_５Ｓｉ_２の金属間化合物が析出することがある。このＮｉ_５Ｓｉ_２もＮｉ_３（Ａｌ、Ｓｉ）と比較して析出する量が少なく、銅合金の機械的性質、電気的性質に与える影響は小さい。
しかし、これらのＮｉ_３（Ａｌ、Ｓｉ）のγ’相以外の金属間化合物がそれぞれ多数析出することで、銅合金の機械的性質、電気的性質に影響を与えるが、Ｎｉ_３（Ａｌ、Ｓｉ）以上に影響を与えるものではない。しかしながら、これらすべての析出物を合わせた上で、本発明の銅合金が成り立っている。

Ｓｉはマトリックス中の溶質元素濃度を低下させる効果があり、γ’相の体積分率を増加させるとともに導電率を高める効果がある。そのため、γ’相はＮｉ_３（Ａｌ、Ｓｉ）の金属間化合物になることで、Ｎｉ_３Ａｌの単体と比較して強度、導電率に優れる。ＡｌとＳｉとの量比は、Ａｌ／Ｓｉ＝１〜５の範囲にあることが好ましい。Ａｌ／Ｓｉ比が１より小さいとγ’相の他に延性、導電率の低下に影響を及ぼす他の化合物が析出し、５より大きいとγ’相の体積分率が不十分でマトリックス中の溶質元素濃度の低下も不十分で強度及び導電率の上昇が十分に得られないためである。
したがって、Ａｌ：０．５〜７．０質量％、Ｓｉ：０．１〜１．５質量％の範囲にして、γ’相を析出させることで、高強度、高導電性、そして、加工性に優れた組成領域を得ることができる。

また、本発明の銅合金は、Ｎｉ：３．０〜１４．０質量％、Ａｌ：０．５〜４．０質量％、Ｓｉ：０．１〜１．５質量％とを含む組成の範囲で、かつ、導電率が８．５ＩＡＣＳ％以上である。
この組成範囲にし、１００ｎｍ以下のγ’相を析出させることで、導電率を８．５ＩＡＣＳ％以上にすることができる。
導電率が８．５ＩＡＣＳ％以上にすることで、高導電性を有する銅合金として電子機器等のリードフレーム、コネクタ、端子材等に適用される。

また、本発明の銅合金は、この組成範囲にし、１００ｎｍ以下のγ’相を析出させることで、さらに、冷間加工性が１０〜９５％とすることができる。
冷間加工性は、温度２０℃において実施する圧延の場合は、焼鈍をせずに割れなく圧延できる最大の厚さの減少率で定義し、伸線の場合は焼鈍をせずに割れなく伸線できる最大の減面率で定義する。
γ’相のＮｉ_３（Ａｌ、Ｓｉ）金属間化合物は純Ｃｕより加工性が低いことから、このＮｉ_３（Ａｌ、Ｓｉ）金属間化合物の占有する体積の割合に応じた分だけ加工率を大きくすることができない。
したがって、Ｎｉ：３．０〜１４．０質量％、Ａｌ：０．５〜４．０質量％、Ｓｉ：０．１〜１．５質量％とを含む組成の範囲にすることで、γ’相の析出量を制御して、導電率を高く維持したまま、冷間加工性が１０〜９５％にすることができる。
冷間加工性が１０％未満では目的形状を有した材料を作れないという問題がある。冷間加工性が９５％を越えると設備に対する負担が大きいという問題がある。したがって、冷間加工性は１０〜９５％の範囲が好ましく、さらに、好ましくは、２０〜９０％が一層よい。
冷間加工性を１０〜９５％にすることで、高強度を有する銅合金として電子機器等のリードフレーム、コネクタ、端子材等に適用される。

さらに、本発明の銅合金は、ＮｉとＡｌ、Ｓｉの添加量が、Ａｌ当量（質量％）＝（Ａｌ質量％＋１．１９Ｓｉ質量％）及びＮｉ質量％で示されるＮｉ対Ａｌ等量図において、（Ａｌ：２．０質量％、Ｎｉ：３．０質量％）、（Ａｌ：４．０質量％、Ｎｉ：９．５質量％）、（Ａｌ：１．５質量％、Ｎｉ：１４．０質量％）、（Ａｌ：０．５質量％、Ｎｉ：５．０質量％）の４点で囲まれる領域Ａにある。
本発明の銅合金は、この領域Ａの範囲にしてγ’相の析出する体積分率を５〜２０％にすることで、高い導電率と高い冷間加工性を得ることができる。
この領域Ａの範囲では、ほぼ１０〜２５ＩＡＣＳ％の導電率を得ることができ、また、１０〜９５％の冷間加工性を得ることができることから、接点材料として、接触・摺擦されることが多くとも、摩耗を少なくすることができる。
したがって、高い導電率と高い冷間加工性を有する銅合金として、電子機器等のリードフレーム、コネクタ、端子材等に適用されることができる。

さらに、本発明の銅合金では、Ｎｉ：９．５〜２９．５質量％、Ａｌ：１．５〜７．０質量％、Ｓｉ：０．１〜１．５質量％とを含み、かつ、ビッカース硬度が２２０〜４５０Ｈｖの範囲にある。
高いＮｉ量の添加によって、γ’相の占有する体積、面積を高くすることで、ビッカース硬度を高くすることができる。
この場合、γ’相が析出する体積分率を２０〜４０％にすることで、銅に対するビッカース硬度で表される強度に貢献することができる。
このときのγ’相の平均粒径は、上記同様に、１００ｎｍ以下が好ましい。小さいほど好ましいが実用上の析出は完全に均一に行うことが難しく１ｎｍ以上で、１００ｎｍ以下で有れば十分な強度を得ることができ、３０ｎｍ以下がより好ましい。
なお、本発明の銅合金は、この組成範囲における導電率は、ほぼ７〜１５ＩＡＣＳ％の導電率を得ることができることから、高いビッカース硬度を併せて備えることで、電子機器等のリードフレーム、コネクタ、端子材等に適用されても、摩耗が少なく、耐久性がよく長時間の使用に耐えることができる。

また、本発明の銅合金では、Ａｌ当量（質量％）＝（Ａｌ質量％＋１．１９Ｓｉ質量％）及びＮｉ質量％で示されるＮｉ対Ａｌ等量図において、（Ａｌ：４．０質量％、Ｎｉ：９．５質量％）、（Ａｌ：７．０質量％、Ｎｉ：１６．０質量％）、（Ａｌ：２．５質量％、Ｎｉ：２９．５質量％）、（Ａｌ：１．５質量％、Ｎｉ：１４．０質量％）の４点で囲まれる領域Ｂにある。
本発明の銅合金は、この領域Ｂの範囲にし、γ’相が析出する体積分率を２５〜４０％にすることで、さらに、ビッカース硬度で表される高い強度を有することができる。これは、γ’相が金属間化合物であり、硬度が非常に高いことに由来している。ただし、γ’相の面積率が高くなると導電率が低下するというデメリットがある。
したがって、この領域Ｂの範囲にすることで、高い導電率を得ながら、高いビッカース硬度をあわせて備えることができる。
これによって、電子機器等のリードフレーム、コネクタ、端子材等に広く適用することができる。

また、本発明の銅合金は、さらに、添加元素として、Ｃｏ、Ｔｉ、Ｓｎ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｚｒ、Ｍｇ、Ｚｎからなる群から選択した１種又は２種以上の元素を総量で０．０１〜５．０質量％を含ませることができる。
Ｃｏ、Ｔｉ、Ｃｒ及びＺｒは、γ’相を安定化し析出を促進させるために強度の向上に寄与し、またＣｕ中の溶質元素濃度を減少させる効果もあるため導電率の向上にも寄与する。
Ｓｎ、Ｍｇ及びＺｎは耐応力緩和特性を改善させることに効果があるとともに、Ｃｕ中に固溶することから強度の向上に寄与する。
ＦｅはＣｕ中にＦｅの微細粒が分散することで結晶粒の微細化に効果があり、強度の向上及び耐熱性の向上に寄与する。
添加元素の添加量は、選択した１種又は２種以上の添加元素が総量で０．０１〜５．０質量％を含むようにする。選択した１種又は２種以上の添加元素が総量で０．０１質量％未満では、銅合金に対して導電率の向上、強度の向上にも寄与しないという問題がある。また、添加元素が総量で５．０質量％を越えると、導電率の向上、強度の向上には寄与するが、導電率等の電気的特性とビッカース硬度等の機械的特性を適正な範囲に制御することができなくなるという問題がある。

本発明の銅合金は、添加元素として、さらに、Ｃ、Ｐ及びＢからなる群から選択した１種又は２種以上の元素を総量で０．００１〜０．５質量％を含ませることができる。
Ｃは、結晶粒の微細化に効果があると考えられ強度の向上に寄与する。また、Ｃｕ中の溶質元素の固溶度を低下させて導電率向上に寄与する。
Ｐは、脱酸剤として用いられ、Ｃｕの不純物の濃度を減少させる効果があり、導電率の向上に寄与する。
Ｂは、結晶粒成長を抑制する効果があるため、微細化して強度の向上に効果がある。耐熱性を向上が可能である。
添加量は、選択した１種又は２種以上の添加元素が総量で０．００１〜０．５質量％を含むようにする。添加元素が総量で０．００１質量％未満では、銅合金に対して導電率の向上、強度の向上にも寄与しないという問題がある。また、添加元素が総量で０．５質量％を越えると、導電率の向上、強度の向上には寄与するが、導電率等の電気的特性とビッカース硬度等の機械的特性を適正な範囲に制御することができなくなるという問題がある。

また、本発明の銅合金の製造方法では、一体にして溶融混合して、鋳造した後、熱間鍛造などの熱間加工及び、必要に応じて冷間圧延、冷間伸線などの冷間加工により板材、線材、管材などの形状に成形する。次に、７００〜１０２０℃で、０．１〜１０時間の範囲で熱処理し、その後、４００〜６５０℃で、０．１〜４８時間の範囲で時効処理する。
本発明の銅合金の製造方法は、（ａ）Ｎｉ：３．０〜２９．５質量％、Ａｌ：０．５〜７．０質量％、Ｓｉ：０．１〜１．５質量％とＣｕとを一体にして溶融混合して鋳塊として銅合金材を形成する工程と、熱間及び必要に応じて冷間加工により成形した後に（ｂ）前記銅合金材を７００℃〜１０２０℃の温度範囲で、０．１〜１０時間の範囲で熱処理する溶体化処理を行う工程と、（ｃ）溶体化処理後の銅合金材を４００℃〜６５０℃の温度範囲で、０．１〜４８時間の範囲で加熱する時効処理を行う工程とを有する。

（ａ）の銅合金材を形成する工程では、銅合金の原料としては、添加元素として、さらに、Ｃｏ、Ｔｉ、Ｓｎ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｚｒ、Ｍｇ、Ｚｎからなる群から選択した１種又は２種以上の元素を総量で０．０１〜５．０質量％をさらに添加することもできる。さらに、銅合金の原料として、Ｃ、Ｐ及びＢからなる群から選択した１種又は２種以上の元素を総量で０．００１〜０．５質量％添加することもできる。
溶融混合は、Ａｌ、Ｓｉの酸化による減少を防止するために、例えば、ホウ化カルシウム等の脱酸剤を使用するか、または、アルゴンガスや窒素ガス等を用いてバブリング処理、または、真空容器内で真空中で溶解を行えばよい。 溶解する方法としては、特に制限されることはなく、高周波溶解炉等の公知の装置を用いて、銅合金原料の融点以上の温度に加熱すればよい。
（ｂ）の溶体化処理を行う工程では、銅合金材を７００℃〜１０２０℃の温度範囲で、０．１〜１０時間の範囲で熱処理する。 これによって、添加した合金元素が、Ｃｕの母相中に偏析することなく一様に均質化した固溶体が達成される。 加熱の方法は、特に制限されることはなく、公知の方法に従って行えばよい。
この溶体化処理で、Ｎｉ、Ａｌ、Ｓｉ等を均質に分散させることで、後述の時効処理によって１００ｎｍ以下の微細な平均粒径を有するγ’相を析出させることができる。
（ｃ）の時効処理を行う工程では、銅合金材を４００〜６５０℃で、０．１〜４８時間の範囲で時効処理する。４００℃未満で、及び／又は、０．１時間未満では、γ’相を析出させることができない。６５０℃を超えて及び／又は４８時間を超えると、γ’相が成長し、平均粒径が１００ｎｍを超えて、所望の導電率及び加工率が得られないという問題が生ずる。したがって、所望の導電率及び硬度を得るには、このような時効処理が必須要件となる。

また、本発明の高強度銅合金の製造方法は、さらに、前記時効処理の前又は後に、１０〜９５％の冷間加工を行うことを特徴とする。
本発明の高強度銅合金の製造方法は、上述した製造工程の他に、さらに、（ｄ）前記銅合金材を、前記時効処理の前又は後に、１０〜９５％の冷間加工を行う工程を設ける。
銅合金材を時効処理の前に冷間加工することによって、結晶粒界、転位、積層欠陥などの格子欠陥を形成して、結晶粒微細化や加工硬化させるとともに、その後のＮｉ_３（Ａｌ、Ｓｉ）のγ’相を多数分散させて析出させることで、γ’相の平均粒径を１００ｎｍ以下にするとともに、時効処理の温度を低くし、かつ、時間を短くすることができる。冷間加工の方法は、特に制限されることはなく、ローラによる圧延等の公知の方法で行えばよい。
また、銅合金材を時効処理の後に冷間加工することによって、転位、積層欠陥などを導入させて加工硬化させることができるので、高強度化させることができる。
このときに、加工率は１０〜９５％の範囲で行う。加工率が１０％未満では、欠陥の導入が少なく、上記加工の効果が十分に得られない。加工率が９５％を超えると、加工設備に対する負荷が大きくなり問題が生ずる。
これらの工程後には、ばね性を付与するために１００〜４００℃の範囲で低温時効を行ってもよい。低温時効の方法は、特に制限されることはなく、公知の方法に従って行うことができる。
このような製造方法によって得られる銅合金は、銅合金中に析出するＬ１_２構造のγ’相の粗大化を抑制しつつ、十分な量の微細なγ’相を析出させることができるため、導電率等の電気的特性、冷間加工性、ビッカース硬度等の機械的特性を容易に制御することができる。

（銅合金Ｎｏ．１〜５７）
本発明の銅合金の範囲で、実施例１〜５７の組成の銅合金材を、高周波誘導溶解炉に一体にして投入し、溶解し溶融混合した。これを鋳造インゴット（ａｓ−ｃａｓｔ）とした。

（実施例１〜５７の組成）

その後、ＦＣＣ構造のＣｕの母相中にＬ１_２構造のγ’相を析出させた。
熱処理条件は、代表的な製造条件で、熱間圧延（９００℃、圧下率９０％）−溶体化（９００℃、１０分）−冷間圧延（２０℃、圧下率３０％）−時効析出処理（５００℃、１８時間）である。
このときの、それぞれの組成における導電率、加工性、ビッカース硬度を示している。

（導電率、加工性、ビッカース硬度の結果）
表２−１、表２−２から、本発明の銅合金の範囲で、導電率等の電気的特性、冷間加工性、ビッカース硬度等の機械的特性を制御できていることが分かる。

その後、表３に示す製造熱処理条件工程を経てＦＣＣ構造の母相中にＬ１_２構造のγ’相を析出させた。
（製造条件）

表４では、銅合金としてＮｏ．１６〜２３の組成の銅合金を用いて、表３におけるそれぞれの製造条件における導電率とビッカース硬度を示している。
（製造条件における導電率とビッカース硬度の結果）
この表４から分かるように、熱処理加工条件１、５、１２、１３以外は、全て、導電率が８．５ＩＡＣＳ％以上で、ビッカース硬度が２２０Ｈｖ以上になった。

（銅合金Ｎｏ．５８〜７０）
次に、添加元素を添加した。実施例５８〜７０の組成の銅合金材を、高周波誘導溶解炉に一体にして投入し、溶解し溶融混合した。これを鋳造インゴット（ａｓ−ｃａｓｔ）とした。

（添加元素の組成）

その後、ＦＣＣ構造のＣｕの母相中にＬ１_２構造のγ’相を析出させた。
熱処理条件は、代表的な製造条件で、熱間圧延（９００℃、圧下率９０％）−溶体化（９００℃、１０分）−冷間圧延（２０℃、圧下率３０％）−時効析出処理（５００℃、１８時間）である。
このときの、それぞれの組成における導電率とビッカース硬度を示している。

表６から分かるように、本発明の製造方法の製造条件では、熱処理加工条件１、５、１２、１３以外の時効処理を必須にしている熱処理加工条件では、全て、導電率が８．５ＩＡＣＳ％以上で、ビッカース硬度が２２０Ｈｖ以上になった。
（導電率とビッカース硬度の結果）

（銅合金Ｎｏ．７１〜７６）
次に、添加元素としてＳｎを添加した。
実施例７１〜７６の組成の銅合金材を、高周波誘導溶解炉に一体にして投入し、溶解し溶融混合した。これを鋳造インゴット（ａｓ−ｃａｓｔ）とした。その後、ＦＣＣ構造のＣｕの母相中にＬ１_２構造のγ’相を析出させた。
以下の表７に実施例７１〜７６の組成を示す。

熱処理条件は、代表的な製造条件で、熱間圧延（９００℃、圧下率９０％）−溶体化（９００℃、１０分）−冷間圧延（２０℃、圧下率３０％）−時効析出処理（５００℃、１８時間）である。
このときの、それぞれの組成における導電率とビッカース硬度を示している。
表８から分かるように、本発明の製造方法の製造条件では、熱処理加工条件１、５、１２、１３以外の時効処理を必須にしている熱処理加工条件では、全て、導電率が８．５ＩＡＣＳ％以上になった。
また、処理加工条件１、５、６、７、８、１２、１３以外の時効処理を必須にしている熱処理加工条件では、全て、ビッカース硬度が２２０Ｈｖ以上になった。
（導電率とビッカース硬度の結果）

（銅合金Ｎｏ．７７〜８２）
次に、添加元素としてＴｉを添加した。
実施例７７〜８２の組成の銅合金材を、高周波誘導溶解炉に一体にして投入し、溶解し溶融混合した。これを鋳造インゴット（ａｓ−ｃａｓｔ）とした。その後、ＦＣＣ構造のＣｕの母相中にＬ１_２構造のγ’相を析出させた。
以下の表９に実施例７７〜８２の組成を示す。

熱処理条件は、代表的な製造条件で、熱間圧延（９００℃、圧下率９０％）−溶体化（９００℃、１０分）−冷間圧延（２０℃、圧下率３０％）−時効析出処理（５００℃、１８時間）である。
このときの、それぞれの組成における導電率とビッカース硬度を示している。
表１０から分かるように、本発明の製造方法の製造条件では、熱処理加工条件１、５、１２、１３以外の時効処理を必須にしている熱処理加工条件では、全て、導電率が８．５ＩＡＣＳ％以上で、ビッカース硬度が２２０Ｈｖ以上になった。
（導電率とビッカース硬度の結果）

（銅合金Ｎｏ．８３〜８８）
次に、添加元素としてＺｒを添加した。
実施例８３〜８８の組成の銅合金材を、高周波誘導溶解炉に一体にして投入し、溶解し溶融混合した。これを鋳造インゴット（ａｓ−ｃａｓｔ）とした。その後、ＦＣＣ構造のＣｕの母相中にＬ１_２構造のγ’相を析出させた。
以下の表１１に実施例８３〜８８の組成を示す。

熱処理条件は、代表的な製造条件で、熱間圧延（９００℃、圧下率９０％）−溶体化（９００℃、１０分）−冷間圧延（２０℃、圧下率３０％）−時効析出処理（５００℃、１８時間）である。
このときの、それぞれの組成における導電率とビッカース硬度を示している。
表１２から分かるように、本発明の製造方法の製造条件では、熱処理加工条件１、５、１２、１３以外の時効処理を必須にしている熱処理加工条件では、全て、導電率が８．５ＩＡＣＳ％以上で、ビッカース硬度が２２０Ｈｖ以上になった。
（導電率とビッカース硬度の結果）

（銅合金Ｎｏ．８９〜９４）
次に、添加元素としてＣｒを添加した。
実施例８９〜９４の組成の銅合金材を、高周波誘導溶解炉に一体にして投入し、溶解し溶融混合した。これを鋳造インゴット（ａｓ−ｃａｓｔ）とした。その後、ＦＣＣ構造のＣｕの母相中にＬ１_２構造のγ’相を析出させた。
以下の表１３に実施例８９〜９４の組成を示す。

熱処理条件は、代表的な製造条件で、熱間圧延（９００℃、圧下率９０％）−溶体化（９００℃、１０分）−冷間圧延（２０℃、圧下率３０％）−時効析出処理（５００℃、１８時間）である。
このときの、それぞれの組成における導電率とビッカース硬度を示している。
表１４から分かるように、本発明の製造方法の製造条件では、熱処理加工条件１、５、１２、１３以外の時効処理を必須にしている熱処理加工条件では、全て、導電率が８．５ＩＡＣＳ％以上で、ビッカース硬度が２２０Ｈｖ以上になった。
（導電率とビッカース硬度の結果）

（銅合金Ｎｏ．９５〜１００）
次に、添加元素としてＦｅを添加した。
実施例９５〜１００の組成の銅合金材を、高周波誘導溶解炉に一体にして投入し、溶解し溶融混合した。これを鋳造インゴット（ａｓ−ｃａｓｔ）とした。その後、ＦＣＣ構造のＣｕの母相中にＬ１_２構造のγ’相を析出させた。
以下の表１５に実施例９５〜１００の組成を示す。

熱処理条件は、代表的な製造条件で、熱間圧延（９００℃、圧下率９０％）−溶体化（９００℃、１０分）−冷間圧延（２０℃、圧下率３０％）−時効析出処理（５００℃、１８時間）である。
このときの、それぞれの組成における導電率とビッカース硬度を示している。
表１６から分かるように、本発明の製造方法の製造条件では、熱処理加工条件１、５、１２、１３以外の時効処理を必須にしている熱処理加工条件では、全て、導電率が８．５ＩＡＣＳ％以上で、ビッカース硬度が２２０Ｈｖ以上になった。
（導電率とビッカース硬度の結果）

（銅合金Ｎｏ．１０１〜１０６）
次に、添加元素としてＰを添加した。
実施例１０１〜１０６の組成の銅合金材を、高周波誘導溶解炉に一体にして投入し、溶解し溶融混合した。これを鋳造インゴット（ａｓ−ｃａｓｔ）とした。その後、ＦＣＣ構造のＣｕの母相中にＬ１_２構造のγ’相を析出させた。
以下の表１７に実施例１０１〜１０６の組成を示す。

熱処理条件は、代表的な製造条件で、熱間圧延（９００℃、圧下率９０％）−溶体化（９００℃、１０分）−冷間圧延（２０℃、圧下率３０％）−時効析出処理（５００℃、１８時間）である。
このときの、それぞれの組成における導電率とビッカース硬度を示している。
表１８から分かるように、本発明の製造方法の製造条件では、熱処理加工条件１、５、１２、１３以外の時効処理を必須にしている熱処理加工条件では、全て、導電率が８．５ＩＡＣＳ％以上で、ビッカース硬度が２２０Ｈｖ以上になった。
（導電率とビッカース硬度の結果）

（銅合金Ｎｏ．１０７〜１１２）
次に、添加元素としてＺｎを添加した。
実施例１０７〜１１２の組成の銅合金材を、高周波誘導溶解炉に一体にして投入し、溶解し溶融混合した。これを鋳造インゴット（ａｓ−ｃａｓｔ）とした。その後、ＦＣＣ構造のＣｕの母相中にＬ１_２構造のγ’相を析出させた。
以下の表１９に実施例１０７〜１１２の組成を示す。

熱処理条件は、代表的な製造条件で、熱間圧延（９００℃、圧下率９０％）−溶体化（９００℃、１０分）−冷間圧延（２０℃、圧下率３０％）−時効析出処理（５００℃、１８時間）である。
このときの、それぞれの組成における導電率とビッカース硬度を示している。
表２０から分かるように、本発明の製造方法の製造条件では、熱処理加工条件１、５、１２、１３以外の時効処理を必須にしている熱処理加工条件では、全て、導電率が８．５ＩＡＣＳ％以上で、ビッカース硬度が２２０Ｈｖ以上になった。
（導電率とビッカース硬度の結果）

（銅合金Ｎｏ．１１３〜１１８）
次に、添加元素としてＭｇを添加した。
実施例１１３〜１１８の組成の銅合金材を、高周波誘導溶解炉に一体にして投入し、溶解し溶融混合した。これを鋳造インゴット（ａｓ−ｃａｓｔ）とした。その後、ＦＣＣ構造のＣｕの母相中にＬ１_２構造のγ’相を析出させた。
以下の表２１に実施例１１３〜１１８の組成を示す。

熱処理条件は、代表的な製造条件で、熱間圧延（９００℃、圧下率９０％）−溶体化（９００℃、１０分）−冷間圧延（２０℃、圧下率３０％）−時効析出処理（５００℃、１８時間）である。
このときの、それぞれの組成における導電率とビッカース硬度を示している。
表２２から分かるように、本発明の製造方法の製造条件では、熱処理加工条件１、５、１２、１３以外の時効処理を必須にしている熱処理加工条件では、全て、導電率が８．５ＩＡＣＳ％以上で、ビッカース硬度が２２０Ｈｖ以上になった。
（導電率とビッカース硬度の結果）

（銅合金Ｎｏ．１１９〜１２２）
次に、添加元素としてＢを添加した。
実施例１１９〜１２２の組成の銅合金材を、高周波誘導溶解炉に一体にして投入し、溶解し溶融混合した。これを鋳造インゴット（ａｓ−ｃａｓｔ）とした。その後、ＦＣＣ構造のＣｕの母相中にＬ１_２構造のγ’相を析出させた。
以下の表２３に実施例１１９〜１２２の組成を示す。

熱処理条件は、代表的な製造条件で、熱間圧延（９００℃、圧下率９０％）−溶体化（９００℃、１０分）−冷間圧延（２０℃、圧下率３０％）−時効析出処理（５００℃、１８時間）である。
このときの、それぞれの組成における導電率とビッカース硬度を示している。
表２４から分かるように、本発明の製造方法の製造条件では、熱処理加工条件１、５、１２、１３以外の時効処理を必須にしている熱処理加工条件では、全て、導電率が８．５ＩＡＣＳ％以上で、ビッカース硬度が２２０Ｈｖ以上になった。
（導電率とビッカース硬度の結果）

（銅合金Ｎｏ．１２３〜１２８）
次に、添加元素としてＣｏを添加した。
実施例１２３〜１２８の組成の銅合金材を、高周波誘導溶解炉に一体にして投入し、溶解し溶融混合した。これを鋳造インゴット（ａｓ−ｃａｓｔ）とした。その後、ＦＣＣ構造のＣｕの母相中にＬ１_２構造のγ’相を析出させた。
以下の表２５に実施例１２３〜１２８の組成を示す。

熱処理条件は、代表的な製造条件で、熱間圧延（９００℃、圧下率９０％）−溶体化（９００℃、１０分）−冷間圧延（２０℃、圧下率３０％）−時効析出処理（５００℃、１８時間）である。
このときの、それぞれの組成における導電率とビッカース硬度を示している。
表２６から分かるように、本発明の製造方法の製造条件では、熱処理加工条件１、５、１２、１３以外の時効処理を必須にしている熱処理加工条件では、全て、導電率が８．５ＩＡＣＳ％以上で、ビッカース硬度が２２０Ｈｖ以上になった。
（導電率とビッカース硬度の結果）

したがって、本発明の銅合金は、所定の組成で、かつ、所定の製造方法によって得られる銅合金は、銅合金中に析出するＬ１_２構造のγ’相の粗大化を抑制しつつ、十分な量の微細なγ’相を析出させることができるため、導電率等の電気的特性、冷間加工性、ビッカース硬度等の機械的特性を容易に制御することができることがわかった。

Claims (10)

1. Ｎｉ：３．０〜２９．５質量％、Ａｌ：０．５〜７．０質量％、Ｓｉ：０．１〜１．５質量％とを含み、残部がＣｕ及び不可避的不純物とからなるＦＣＣ構造の銅合金であって、
   前記銅合金の母相中に、Ｓｉを含むＮｉ_３ＡｌのＬ１_２構造で、ＦＣＣ構造のγ’相が析出していて、
   かつ、導電率が８．５ＩＡＣＳ％以上で、ビッカース硬さが２２０Ｈｖ以上である
   ことを特徴とする高強度銅合金。
2. 請求項１に記載の高強度銅合金であって、
   前記高強度銅合金は、Ｎｉ：３．０〜１４．０質量％、Ａｌ：０．５〜４．０質量％、Ｓｉ：０．１〜１．５質量％とを含み、
   かつ、導電率が１０〜２５ＩＡＣＳ％である
   ことを特徴とする高強度銅合金。
3. 請求項２に記載の高強度銅合金であって、
   冷間加工性が１０〜９５％の範囲にある
   ことを特徴とする高強度銅合金。
4. 請求項２又は３に記載の高強度銅合金であって、
   前記高強度銅合金は、Ａｌ当量（質量％）＝（Ａｌ質量％＋１．１９Ｓｉ質量％）及びＮｉ質量％で示される範囲として、（Ａｌ：２．０質量％、Ｎｉ：３．０質量％）、（Ａｌ：４．０質量％、Ｎｉ：９．５質量％）、（Ａｌ：１．５質量％、Ｎｉ：１４．０質量％）、（Ａｌ：０．５質量％、Ｎｉ：５．０質量％）の４点で囲まれる領域Ａにある
   ことを特徴とする高強度銅合金。
5. 請求項１に記載の高強度銅合金であって、
   前記高強度銅合金は、Ｎｉ：９．５〜２９．５質量％、Ａｌ：１．５〜７．０質量％、Ｓｉ：０．１〜１．５質量％とを含み、
   かつ、ビッカース硬さが２２０〜４５０Ｈｖで、導電率が８．５〜１５ＩＡＣＳ％である
   ことを特徴とする高強度銅合金。
6. 請求項５に記載の高強度銅合金であって、
   前記高強度銅合金は、Ａｌ当量（質量％）＝（Ａｌ質量％＋１．１９Ｓｉ質量％）及びＮｉ質量％で示される範囲として、（Ａｌ：４．０質量％、Ｎｉ：９．５質量％）、（Ａｌ：７．０質量％、Ｎｉ：１６．０質量％）、（Ａｌ：２．５質量％、Ｎｉ：２９．５質量％）、（Ａｌ：１．５質量％、Ｎｉ：１４．０質量％）の４点で囲まれる領域Ｂにある
   ことを特徴とする高強度銅合金。
7. 請求項１ないし６のいずれかに記載の高強度銅合金であって、
   前記高強度銅合金は、添加元素として、さらに、Ｃｏ、Ｔｉ、Ｓｎ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｚｒ、Ｍｇ、Ｚｎからなる群から選択した１種又は２種以上の元素を総量で０．０１〜５．０質量％を含む
   ことを特徴とする高強度銅合金。
8. 請求項１ないし７のいずれかに記載の高強度銅合金であって、
   前記高強度銅合金は、添加元素として、さらに、Ｃ、Ｐ及びＢからなる群から選択した１種又は２種以上の元素を総量で０．００１〜０．５質量％を含む
   ことを特徴とする高強度銅合金。
9. 請求項１ないし８のいずれかに記載の高強度銅合金であって、
   前記γ’相が、平均粒径が１００ｎｍ以下で析出している
   ことを特徴とする高強度銅合金。
10. 請求項１ないし９のいずれかに記載の高強度銅合金であって、
    前記γ’相が球形で、面積分率が５〜４０％である
    ことを特徴とする高強度銅合金。