JP6619389B2

JP6619389B2 - Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金

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Publication number: JP6619389B2
Application number: JP2017120774A
Authority: JP
Inventors: 寛之北川
Original assignee: JX Nippon Mining and Metals Corp
Current assignee: JX Nippon Mining and Metals Corp
Priority date: 2017-06-20
Filing date: 2017-06-20
Publication date: 2019-12-11
Anticipated expiration: 2037-06-20
Also published as: JP2019007031A

Description

本発明は、例えばコネクタ、端子、リレ−、スイッチ等の導電性ばね材に好適なＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金に関する。

近年、電気・電子部品の小型化が進み、これら部品に使用される銅合金には高い強度、導電率及び曲げ加工性が要求されている。この要求に応じ、従来のりん青銅や黄銅といった固溶強化型銅合金に替わり、高い強度及び導電率を有するコルソン合金等の析出強化型銅合金の需要が増加している。コルソン合金は、Ｃｕマトリックス中にＮｉ−Ｓｉ、Ｃｏ−Ｓｉ、Ｎｉ−Ｃｏ−Ｓｉ等の金属間化合物を析出させた合金であり、高強度、高い導電率、良好な曲げ加工性を兼ね備えている。

例えば、コネクタはメス端子及びオス端子から構成され、両端子を嵌合することにより電気的接続が得られる。電気接点では、メス端子がそのばね力によりオス端子を保持し、所望の接触力を得ている。ところが、メス端子の強度が低いと、オス端子を挿入した際にメス端子に永久変形（へたり）が発生する。へたりが生じると、電気接点部での接触力が低下し、電気抵抗が増大する。

へたりは、０．２％耐力が低いほど、又ヤング率が高いほど生じやすい。０．２％耐力を５００ＭＰａ以上としばね限界値を向上させたＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金が開発されている（特許文献１）。又、０．２％耐力を５００ＭＰａ以上とし、圧延方向の曲げたわみ係数（ヤング率）を１０５ＧＰａ以下とすることで、コネクタのばね変位を大きくしたＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金が開発されている（特許文献２）。又、圧延平行方向の耐力が１０００ＭＰａ以上である、オートフォーカスカメラモジュール用のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金も開発されている（特許文献３）

特開２００４−１３１８２９号公報国際公開第ＷＯ２０１１／０６８１３４号特開２０１７−４３７８９号公報

しかしながら、特許文献２記載の技術の場合、繰り返し応力を与えた場合のへたり特性が十分とはいえなかった。そして、銅合金材料のへたり特性を向上させるためには、耐力を高くし、ヤング率を低下させることが有効である。ところが、ヤング率を低下させると、銅合金材料を端子にしたときの電気接点部での接触力が低下する。また、耐力を向上させると曲げ加工性が低下する。
特に特許文献３記載の技術の場合、時効処理に続く仕上冷間圧延後に、低温焼鈍を行って銅合金を製造するが、仕上冷間圧延後に低温焼鈍しながら強度を向上させるためには、仕上冷間圧延を強圧延で実施する必要があるため、曲げ加工性が低下するおそれがある。

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、強度及びヤング率を向上させ、曲げ加工性を確保しつつ、へたり（残留歪）の発生を抑制したＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金の提供を目的とする。

本発明者は、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金のへたり特性を向上させるに当たり、接圧の低下を抑制する観点から、ヤング率を低下させずに耐力を向上させることを検討した。又、耐力を向上させる手法としては加工度の向上が挙げられるが、強度の上昇にともない曲げ加工性が低下する。
そこで、曲げ加工性を確保しつつ耐力を向上させる手法として、強圧延以外の方法を検討し、歪取焼鈍における低温焼鈍硬化に着目した。低温焼鈍硬化とは時効後の冷間圧延によって組織中に圧延ひずみを導入すると、その後の歪取焼鈍で固溶元素がひずみに固着し、転位を妨げることで強化される現象である。この低温焼鈍硬化は材料の強度を高め、かつ伸びを低下させる。

低温焼鈍硬化は歪取焼鈍直前の時効後冷間圧延の加工度と、その冷間圧延時の固溶元素の析出の度合によって硬化の程度が変化する。上述のように時効後冷間圧延の加工度を上昇させると曲げ加工性が悪化するため、歪取焼鈍直前の固溶元素の析出の度合に着目し、歪取焼鈍前に低温で熱処理を施し、製造時の加工度と析出の度合（導電率ＥＣ）との関係を規定することで、０．２％耐力を１０００ＭＰａ以上に向上させることに成功した。

上記の目的を達成するために、本発明のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金は、質量％で、Ｎｉを３．０〜５．０％、Ｓｉ：０．６〜１．１％含有するか、またはＮｉとＣｏを共に含み、これらを総量で３．０〜５．０％、Ｓｉ：０．６〜１．１％含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物からなり、圧延平行方向の０．２％耐力が１０００ＭＰａ以上、かつ圧延直角方向のヤング率が１１５ＧＰａ以上であり、板幅０．２ｍｍで板厚ｔ（ｍｍ）のときの圧延直角方向の曲げ加工性Ｂａｄｗａｙを表すＭＢＲ／ｔが２．５以下である。

本発明のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金は、更にＭｇ、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｚｎ及びＣｒの群から選ばれる少なくとも１種以上を総量で０．００５〜１．０質量％含有することが好ましい。
本発明のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金は、更にＰ、Ｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｆｅ及びＡｇの群から選ばれる少なくとも１種以上を総量で０．００５〜１．０質量％含有することが好ましい。

本発明によれば、強度及びヤング率を向上させ、曲げ加工性を確保しつつ、へたり（残留歪）の発生を抑制したＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金が得られる。

歪取焼鈍前の導電率と、時効後冷間圧延の加工率ＲＥとの相関を示す図である。へたり特性の測定方法を示す図である。

以下、本発明の実施形態に係るＣｕ−Ｎｉ−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。

（組成）
［Ｎｉ、Ｃｏ及びＳｉ］
銅合金中のＮｉとＣｏの群から選ばれる少なくとも１種以上を総量で３．０〜５．０％、Ｓｉ：０．６〜１．１％含有する。Ｎｉ、Ｃｏ及びＳｉは、適当な熱処理を施すことにより金属間化合物を形成し，導電率を劣化させずに強度を向上させる。
Ｎｉ、Ｃｏ及びＳｉの含有量が上記範囲未満であると、強度の向上効果が得られず、上記範囲を超えると導電性が低下すると共に熱間加工性が低下する。
また、上述の低温焼鈍硬化を発現するためには多量の固溶元素が必要であるため、本発明ではＮｉ（Ｃｏ）およびＳｉの含有量を多くしている

［他の添加元素］
合金中に、更にＭｇ、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｚｎ及びＣｒの群から選ばれる少なくとも１種以上を総量で０．００５〜１．０質量％含有してもよい。
Ｍｇは強度と耐応力緩和特性を向上させる。Ｍｎは強度と熱間加工性を向上させる。Ｓｎは強度を向上させる。Ｚｎは半田接合部の耐熱性を向上させる。Ｃｒは、Ｎｉと同様にＳｉと化合物を形成するため、析出硬化により導電率を劣化させずに強度を向上させる。
又、合金中に、更にＰ、Ｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｆｅ及びＡｇの群から選ばれる少なくとも１種以上を総量で０．００５〜１．０質量％含有してもよい。これら元素を含有すると、導電率、強度、応力緩和特性、めっき性等の製品特性が改善される。
なお、上記した各元素の総量が上記範囲未満であると上記した効果が得られず、上記範囲を超えると導電率の低下を招く場合がある。

［０．２％耐力］
Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金の圧延平行方向及び圧延直角方向の０．２％耐力ＹＳが１０００ＭＰａ以上である。ＹＳが１０００ＭＰａ以上であると、へたり特性、特に繰り返し応力を与えた場合のへたり特性が向上する。ＹＳの上限は、例えば１３００ＭＰａである。
なお、ＹＳは、ＪＩＳ−Ｚ２２４１に従い引張試験して求める。

［曲げ加工性］
曲げ加工性として、板幅０．２ｍｍのとき、曲げ軸が圧延方向と平行になるようにＷ曲げ試験を行ったとき（圧延直角方向の曲げ加工性Ｂａｄｗａｙ）、割れの発生しない最小曲げ半径（ＭＢＲ（ｍｍ））と板厚（ｔ（ｍｍ））との比（ＭＢＲ／ｔ）が２．５以下である。（ＭＢＲ／ｔ）が２．５以下であると良好な曲げ性を確保できる。（ＭＢＲ／ｔ）の下限は制限されないが、例えば１．０である。
（ＭＢＲ／ｔ）は、ＪＩＳ−Ｈ３１３０に従って、Ｂａｄｗａｙ（圧延直角方向）のＷ曲げ試験を行い、板厚（ｔ）に対して割れの発生しない最小半径（ＭＢＲ）を測定する。試験片は幅０．２ｍｍ×長さ３０ｍｍの短冊状とした。
［ヤング率］
Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金の圧延直角方向のヤング率が１１５ＧＰａ以上である。ヤング率が１１５ＧＰａ以上であると、接圧が向上する。ヤング率の上限は制限されないが、例えば１４０ＧＰａである。
ヤング率は、日本伸銅協会（ＪＡＣＢＡ）技術標準「銅及び銅合金板条の片持ち梁による曲げたわみ係数測定方法 JCBA T312:2002」に準じて測定する。但し、上記技術標準の適用範囲の板厚と異なる場合も、上記技術標準を用いる。
試料は、板厚ｔ（ｍｍ）、幅ｗ（＝１０ｍｍ）、長さ１００ｍｍの短冊形状とし、試料の長手方向を圧延直角方向とする。この試料の片端を固定し、固定端からＬ（＝１００ｔ）の位置にＰ（＝０．１５Ｎ）の荷重を加え、このときのたわみｄから、次式を用いヤング率Ｅを求める。
Ｅ＝４×Ｐ×（Ｌ／ｔ）^３／（ｗ×ｄ）

＜製造方法＞
本発明のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金は、通常、インゴットを熱間圧延、冷間圧延、溶体化処理、時効処理、低温熱処理、時効後冷間圧延、歪取焼鈍の順で行って製造することができる。溶体化処理前の冷間圧延や再結晶焼鈍は必須ではなく、必要に応じて実施してもよい。

＜時効後冷間圧延＞
Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金の強度（０．２％耐力）を向上させるためには、最終焼鈍である歪取焼鈍での強度の向上が重要である。そして、そのためには歪取焼鈍の直前の時効後冷間圧延の加工率をなるべく高くし、歪取焼鈍直前の固溶元素（Ｎｉ（Ｃｏ）およびＳｉ）の量を増やす必要がある。これは、時効後冷間圧延によって組織中に圧延歪を導入すると、その後の歪取焼鈍で、固溶元素がこの歪に固着し、転位障害となって強化される機構（低温焼鈍硬化）を生じさせるためである。

上記の低温焼鈍硬化を発現するには、時効後冷間圧延の加工率ＲＥを７０％以上９０％未満とし、時効後冷間圧延の加工率ＲＥが式（１）：Ｒｅ≧−０．３０７４（ＥＣ）２＋１５．０６ＥＣ−８６．５４９を満たすと好ましい。なお、ＥＣ（％ＩＡＣＳ）は、歪取焼鈍前（時効後冷間圧延後）の導電率である。
加工率ＲＥが７０％未満であると、低温焼鈍硬化が不十分となって０．２％耐力が１０００ＭＰａ未満となる。加工率ＲＥが９０％以上だと曲げ加工性が低下する。
なお、加工率ＲＥは、時効後冷間圧延の前後での合金の板厚の変化の割合（％）である。

又、時効後冷間圧延時の合金の析出強化（固溶）の度合によっても必要とする最低限の加工率は変化するので、固溶の度合に応じて加工率を設定する必要がある。そして、この固溶の度合として、時効後冷間圧延後で歪取焼鈍前の圧延直角方向の導電率ＥＣ（％ＩＡＣＳ）を指標とし、上記導電率から算出される式（１）で必要な加工率を規定することで、合金の強度を安定して向上させることができる。
ここで、上記導電率ＥＣ（％ＩＡＣＳ）を３０％以上４０％未満とすることで、時効処理と歪取焼鈍の条件が共に適切となり、いずれの処理においても強度が上昇し、結果として高い強度が得られる。導電率ＥＣが４０％以上になると時効処理で強度は上昇するが、固溶量が少なくなるので、加工率ＲＥを高くしても歪取焼鈍で強度が十分に上昇せず、所望の強度が得られない場合がある。一方、導電率ＥＣが３０％未満であると歪取焼鈍で強度は上昇するが、時効処理で強度が上昇せず、所望の強度が得られない場合がある。
なお、歪取焼鈍後の最終製品の導電率ＥＣ（％ＩＡＣＳ）は、３０〜４０％程度である。

そして、歪取焼鈍前の導電率ＥＣが低いほど時効処理による強度の増加が少ないので、加工率ＲＥをより高くして圧延歪をより多数導入しないと、必要な強度の向上が図れない。そこで、式（１）：Ｒｅ≧−０．３０７４×（ＥＣ）^２＋１５．０６×ＥＣ−８６．５４９を満たすように加工率ＲＥを設定すると好ましい。この式（１）は、事前実験から表１及び図１に示すようにして求めたものである。

この事前実験は、表１に示す組成のインゴットを熱間圧延、冷間圧延、溶体化処理、時効処理、低温熱処理、時効後冷間圧延、歪取焼鈍の順で行って板厚０．０５ｍｍの試料を製造し、その特性を評価した。熱間圧延は１０００℃で３時間行い、溶体化処理を８００〜１０００℃で行った。時効処理は４００℃〜５５０℃で１〜１５時間の範囲で実施した。
なお、低温熱処理は５５０〜６５０℃の範囲で行い、後述するΔＥＣが２．０％となるように加熱時間を１〜２５０秒の範囲で調整した。そして、歪取焼鈍前の導電率ＥＣ、及び時効後冷間圧延の加工率ＲＥを表１に示すように変化させてそれぞれ事前実験１〜７を行った。

次に、表１に示す加工率ＲＥと導電率ＥＣとの関係を図１にプロットし、０．２％耐力ＹＳが１０００ＭＰａ以上である実験１〜３につき、最小二乗法により、各プロットを通る二次曲線を求めて式（１）を得た。
一方、実験６，７は０．２％耐力ＹＳが１０００ＭＰａ未満となり、式（１）よりもＲＥが低い領域に存在していた。また実験５，８は式（１）上又は式（１）よりもＲＥが高い領域にあるが、実験５は加工率ＲＥが７０％未満で、０．２％耐力ＹＳが１０００ＭＰａ未満となり、実験８は加工率ＲＥが９０％以上となり曲げ加工性が悪化した。
なお、実験４は、実験１と加工率ＲＥをほぼ同一（７０％）とし、導電率ＥＣを多くしたものであり、０．２％耐力ＹＳが１０００ＭＰａ以上であった。実験４は、式（１）よりもＲＥが高い領域が本発明の好適な範囲であることを示すためのデータである。
以上の結果から、０．２％耐力および曲げ加工性の目標を達成するために、時効後冷間圧延の加工率ＲＥを７０％以上９０％未満かつ式（１）を満たす条件にする必要がある。

加工率ＲＥが式（１）を満たさない場合には、時効処理後の強度に対して加工率ＲＥが小さ過ぎ、必要な強度の向上が図れない場合がある。

＜低温熱処理＞
又、歪取焼鈍直前の固溶元素量を増やすため、低温熱処理を行う。低温熱処理は、最初の溶体化温度未満で、かつ時効温度以上の温度で実施する。低温熱処理は、時効処理で析出した固溶元素を、再びマトリクス中に固溶させるので、歪取焼鈍直前の固溶元素量が増加する。
そして、歪取焼鈍直前の固溶元素の量を表す指標として、時効処理後（つまり、低温熱処理前）と、低温熱処理後の導電率の変化量ΔＥＣを用いる。ΔＥＣ＝（時効処理後の導電率）−（低温熱処理後の導電率）で表される。ΔＥＣ＝２〜４％（ＩＡＣＳ）となるように低温熱処理を５５０〜８００℃で１〜２５０秒で行う。
歪取焼鈍直前の低温熱処理により、時効処理後に比べて固溶元素の量が増えれば、導電率が低下する。

ΔＥＣが２％ＩＡＣＳ未満の場合、低温熱処理後（歪取焼鈍前）の材料の固溶元素の量が少ないことを示す。歪取焼鈍時に固溶元素の量が少ないと、歪取焼鈍で転位に固着する固溶元素の量が減り、低温焼鈍硬化での硬化の度合いが低減し、又は硬化しなくなる。
ΔＥＣが４％ＩＡＣＳを超える場合は、低温熱処理後（歪取焼鈍前）に材料の固溶元素の量が多すぎることを示す。このため、歪取焼鈍時の低温焼鈍硬化での硬化の度合いが増加しすぎると共に、強度に寄与しない固溶元素が増えることで歪取焼鈍後の材料の０．２％耐力が低下する。

又、歪取焼鈍前の導電率ＥＣ（％ＩＡＣＳ）を３０％以上〜４０％未満とする。この理由は既に述べた通りである。

＜歪取焼鈍＞
その後、歪取焼鈍を２００〜５００℃で１〜１０００秒間行う。歪取焼鈍の温度又は焼鈍時間が上記範囲未満であると、歪取焼鈍が不十分となり、上述の低温焼鈍硬化による強度の向上、及び歪取焼鈍後の加熱による軟化が不十分となり、０．２％耐力を１０００ＭＰａ以上にすることが困難である。
歪取焼鈍の温度又は焼鈍時間が上記範囲を超えると、歪取焼鈍による上述の低温焼鈍硬化が過度となって合金が軟化し、強度（０．２％耐力）の向上が図れない。

大気溶解炉中にて電気銅を溶解し、必要に応じて表２に示す添加元素を所定量投入し、溶湯を攪拌した。その後、鋳込み温度１２００℃にて鋳型に出湯し、表２に示す組成の銅合金インゴットを得た。インゴットは熱間圧延し、板厚を１０ｍｍとした。その後、面削、冷間圧延、溶体化処理、時効処理、低温熱処理、時効後冷間圧延の順に行い、板厚０．０５〜０．４ｍｍの試料を得た。時効後冷間圧延の後に歪取焼鈍を行った。
なお、熱間圧延は１０００℃で３時間行い、溶体化処理を８００〜１０００℃で行った。時効処理は４００℃〜５５０℃で１〜１５時間の範囲、低温熱処理は６５０℃で行い、歪取焼鈍は２００〜５００℃で１〜１０００秒間の範囲で行った。時効処理および歪取焼鈍はそれぞれの処理後の引張強さが最大となる温度及び時間で行った。

＜評価＞
得られた試料について以下の項目を評価した。
［導電率］
時効処理後、及び低温熱処理後の圧延平行方向の試料、及び歪取焼鈍後の最終製品の圧延平行方向の試料について、ＪＩＳＨ０５０５に準拠し、ダブルブリッジ装置を用いた四端子法により求めた体積抵抗率から導電率（％ＩＡＣＳ）を算出した。
［強度］
歪取焼鈍後の最終製品につき、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ＪＩＳ１３Ｂ号試験片を作製した。ＪＩＳ−Ｚ２２４１に従ってこの試験片の引張試験を行ない、０．２％耐力ＹＳを測定した。
引張試験の条件は、試験片幅１２．７ｍｍ、室温（１５〜３５℃）、引張速度５ｍｍ／ｍｉｎ、ゲージ長さＬ＝５０ｍｍで、銅箔の圧延方向に引張試験した。

［曲げ加工性］
板幅０．２ｍｍの試験材につき、上述の方法で（ＭＢＲ／ｔ）を測定した。
［ヤング率］
上述の方法で測定した。
［へたり特性］
図２に示すように、幅１２．７ｍｍの短冊形状の試料の片端を固定し、水平な片持ち梁とした。この固定端から距離Ｌ＝５ｍｍの位置に、先端をナイフエッジに加工したポンチを押し当て、下方へたわみｄ（ｍｍ）を与えた後、ポンチを初期の位置に戻し除荷した。ポンチの移動速度は１ｍｍ／分とした。除荷後に鉛直方向に永久変形した、へたりδを求めた。０．２％耐力が１０００ＭＰａ以上であれば、へたり量は０．０２５ｍｍ未満となる。へたり特性は圧延平行方向および圧延直角方向に測定し、へたり量が多い方の値を採用した。
なお、たわみｄ（ｍｍ）は、たわみ（ｍｍ）／板厚（ｍｍ）＝１００となるように行う。

得られた結果を表２、表３に示す。表２の「０．５Ｚｎ」は、Ｚｎを０．５質量％含むことを意味する。

表２、表３から明らかなように、ＹＳが１０００ＭＰａ以上、ヤング率が１１５ＧＰａ以上である各実施例の場合、曲げ加工性及びへたり特性に優れていた。

一方、ΔＥＣが２％ＩＡＣＳ未満の比較例１の場合、圧延平行方向の０．２％耐力が１０００ＭＰａ未満、ヤング率が１１５ＧＰａ未満となり、へたり特性が劣った。これは、低温焼鈍硬化が不十分なためと考えられる。
低温熱処理を過度に行い、ΔＥＣが４％ＩＡＣＳを超えた比較例２の場合も、圧延平行方向の０．２％耐力が１０００ＭＰａ未満、ヤング率が１１５ＧＰａ未満であり、へたり特性が劣った。

歪取焼鈍前の導電率が４０％を超えた比較例３の場合、低温焼鈍硬化が発現せず、圧延平行方向の０．２％耐力が１０００ＭＰａ未満、ヤング率が１１５ＧＰａ未満であったため、へたり特性が劣った。

加工率ＲＥが式（１）を満たさない比較例４の場合も、低温焼鈍硬化が発現せず、圧延平行方向の０．２％耐力が１０００ＭＰａ未満、ヤング率が１１５ＧＰａ未満であったため、へたり特性が劣った。
一方、歪取焼鈍前の加工率ＲＥが９０％以上である比較例５の場合、へたり特性は良好であったが、曲げ性が劣った。

ΔＥＣが４％を超え、歪取焼鈍前の導電率が３０％未満かつ加工率ＲＥが式（１）を満たさない比較例６の場合も、低温焼鈍硬化による十分な強度上昇が得られず、へたり特性が劣った。
ΔＥＣが２％未満であり、歪取焼鈍前の導電率が４０％を超える比較例７、及びΔＥＣが２％未満であり加工率ＲＥが７０％未満の比較例８の場合、いずれも低温焼鈍硬が不十分で強度が向上せず、へたり特性が劣った。
歪取焼鈍前の導電率が４０％を超え、加工率ＲＥが７０％未満の比較例９の場合も、低温焼鈍硬が不十分で強度が向上せず、へたり特性が劣った。

Ｍｇ、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｚｎ、及びＣｒを総量で１．０％を超えて含有した比較例１０の場合、熱間圧延で割れが発生し、合金を製造できなかった。

ＮｉおよびＣｏの合計含有量が３．０％未満である比較例１１の場合、析出強化の程度が小さく、これら元素による析出強化が不十分となり、十分な強度が得られず、へたり特性が劣った。

参考例１は特許文献３の実施例（１）を模擬し、鋳片加熱１０３０℃×３ｈ、熱間圧延、冷間圧延を実施した後、固溶化処理（溶体化処理）を１０００℃×１ｈ、時効処理の前駆処理を７００℃×２０ｓｅｃ、時効処理を３７５℃×７ｈ（ＥＣａｇｅ／ＥＣｍａｘ：０．６８）、時効後冷間圧延を９０％かつ低温焼鈍を３７５℃×１２０ｓｅｃで実施して作製した。
参考例１の低温焼鈍は、本発明の実施形態とは、低温熱処理及び時効後冷間圧延の範囲が異なり、時効後冷間圧延の加工度が９０％以上に高くなったことから、０．２％耐力は１０００ＭＰａ以上、ヤング率が１１５ＧＰａ以上となったが、曲げ性が劣った。

Claims

質量％で、Ｎｉを３．０〜５．０％、Ｓｉ：０．６〜１．１％含有するか、またはＮｉとＣｏを共に含み、これらを総量で３．０〜５．０％、Ｓｉ：０．６〜１．１％含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物からなり、
圧延平行方向の０．２％耐力が１０００ＭＰａ以上、かつ圧延直角方向のヤング率が１１５ＧＰａ以上であり、板幅０．２ｍｍで板厚ｔ（ｍｍ）のときの圧延直角方向の曲げ加工性Ｂａｄｗａｙを表すＭＢＲ／ｔが２．５以下であるＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金。
更にＭｇ、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｚｎ及びＣｒの群から選ばれる少なくとも１種以上を総量で０．００５〜１．０質量％含有する請求項１に記載のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金。
更にＰ、Ｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｆｅ及びＡｇの群から選ばれる少なくとも１種以上を総量で０．００５〜１．０質量％含有する請求項１又は２に記載のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金。