JP6670277B2 - 金型摩耗性に優れたＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金 - Google Patents

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。

従来から、端子やコネクタの材料として、固溶強化型合金である黄銅やりん青銅が用いられてきた。ところで、電子機器の高性能化に伴い、使用される銅合金には高電流化が求められている。そこで、従来の固溶強化型の銅合金に比べ、強度、電気伝導性および熱伝導性に優れた析出強化型の銅合金が使用されてきている。析出強化型の銅合金は、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、微細な析出物が均一に分散して、合金の強度が高くなると共に、銅中の固溶元素量が減少して電気伝導性が向上する。このため、強度、ばね性などの機械的性質に優れ、しかも電気伝導性、熱伝導性が良好となる。

析出強化型銅合金として、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金が開発されている（特許文献１）。しかし、一般にＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金は、連続プレス加工におけるプレス打抜き面のせん断面が大きく、金型中のパンチ等の工具が材料と接触する面積が増加するため、摩耗が促進される。このため、金型のメンテナンス頻度が高くなって生産性が低下する問題があり、その抑制が望まれている。

そこで、近年、コルソン合金の金型摩耗性を改善する技術として、析出物の個数と分布を制御する方策が提唱されている。例えば、特許文献２の発明では（１）熱間圧延（２）冷間圧延（３）溶体化処理（４）時効処理（５）最終冷間圧延（６）歪取焼鈍をこの順番で含む工程で、熱間圧延最終パス終了後の冷却を開始温度３００〜４５０℃で実施し、溶体化処理前の冷間圧延を１パス当たりの平均圧延率を１５〜３０％にて総圧延率を７０％以上で実施し、溶体化処理を８００〜９００℃で６０〜１２０秒間で実施し、時効処理を４００〜５００℃で７〜１４時間で実施する。
これにより、表面の粒径２０〜８０ｎｍのＮｉ−Ｓｉ析出物粒子の個数を１．５×１０^６〜５．０×１０^６個／ｍｍ^２、表面の粒径１００ｎｍを超えるＮｉ−Ｓｉ析出物粒子の個数が０．５×１０^５〜４．０×１０^５個／ｍｍ^２に制御し、表面からの厚みが全板厚みの２０％である表面層における粒径２０〜８０ｎｍのＮｉ−Ｓｉ析出物粒子の個数をａ個／ｍｍ２、前記表面層より内方部分における粒径２０〜８０ｎｍのＮｉ−Ｓｉ析出物粒子の個数をｂ個／ｍｍ^２とした場合に、ａ／ｂが０．５〜１．５になるように制御し、耐金型磨耗性を改善している。

特許文献３の発明では、（１）鋳造（１０〜３０℃／秒の冷却速度で鋳造）（２）再熱処理（８５０〜９５０℃で２〜８時間）（３）熱間圧延（終了温度６８０〜７８０℃、圧延時間１８０〜４５０秒、冷却時間４０〜１８０℃／秒）（４）面削（５）冷間圧延（６）溶体化処理（９５０℃で２０秒、その後直ちに水焼入れ）（７）時効熱処理（温度４２５〜５００℃、時間１〜６時間で実施）（８）冷間圧延（圧延率１０％）をこの順番で含む工程で実施する。
これにより、（ａ）（ＮｉとＳｉを合計で５０ｍａｓｓ％以上含む３種類の金属間化合物Ａ（直径：０．３μｍ以上２μｍ以下）、Ｂ（直径：０．０５μｍ以上０．３μｍ未満）、Ｃ（直径：０．００１μｍを越え０．０５μｍ未満））、（ｂ）（銅合金板材の圧延方向に垂直な断面における結晶粒径の横長さｘ（μｍ）と縦長さｙ（μｍ）が、関係式［ｘ／ｙ≧２］を満たす）および、（ｃ）（化合物Ａの分散密度ａ、前記金属間化合物Ｂの分散密度ｂおよび前記金属間化合物Ｃの分散密度ｃが、関係式［ａ／（ｂ＋ｃ）≦０．０１０］および［０．００１≦（ｂ／ｃ）≦０．１０］を満足する）、を満足するよう制御し、耐金型磨耗性を改善している。

国際公開第ＷＯ２０１１／０６８１３４号 国際公開第ＷＯ２０１３／０９４０６１号 特開２００８−９５１８５号公報

しかしながら、従来のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金は耐金型磨耗性を改善するが、より強度が高い領域での検討が十分になされていなかった。
これらの事情を鑑みて、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、金型摩耗性に優れるＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金の提供を目的とする。

析出強化型のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金は、時効処理によってｎｍレベルの粒径のＮｉ−Ｓｉ粒子を析出物として大量に析出させるが、強度の向上に寄与しない微細なμｍレベルの粒径のＮｉ−Ｓｉ粒子も多く存在する。
本発明者は、Ｎｉの含有量が２．０％以上かつＮｉ／Ｓｉ比が１．３以上６．７以下であり、０．２％耐力ＹＳが７００ＭＰａ以上の高強度である場合、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金の材料をプレス加工した際に、材料の表面及び破面に存在するμｍレベルのＮｉ−Ｓｉ粒子が金型と接触すると、その粒子を起点にひっかき摩耗が発生することを発見した。そして、直径０．５〜０．６μｍのＮｉ−Ｓｉ粒子の個数が引っかき傷の個数と相関があることがわかった。そこで、直径０．５〜０．６μｍのＮｉ−Ｓｉ析出物を抑制することで金型摩耗性を向上できることを見出した。
更に、製品の引張強度ＴＳ（ＭＰａ）と０．２％耐力ＹＳ（ＭＰａ）の比である降伏比ＹＳ／ＴＳが０．９以上であり、加工硬化指数ｎ値（以下、ｎ値）が０．０５以下である場合に、さらに耐金型磨耗性が向上することを見出した。

又、直径０．５μｍ未満のＮｉ−Ｓｉ粒子の個数が直径０．５〜０．６μｍのＮｉ−Ｓｉ粒子の個数より少なくなると凝着摩耗が促進され、直径０．６μｍを超えるＮｉ−Ｓｉ粒子の個数が直径０．５〜０．６μｍのＮｉ−Ｓｉ粒子の個数より多くなるとひっかき摩耗が促進されることも判明した。
なお、Ｎｉの含有量が２．０％未満であり、０．２％耐力ＹＳが７００ＭＰａ未満の場合は、Ｎｉ−Ｓｉ粒子の個数が金型摩耗性に影響を与える現象は顕著にみられなかった。

そして、ｎｍレベルの粒径のＮｉ−Ｓｉ粒子であれば、溶体化および時効処理の条件を制御して調整できるが、μｍレベルのＮｉ−Ｓｉ粒子を制御しようとすると、過時効等を行わなければならず、強度等の特性を損ねてしまう。そこで、熱間圧延条件を制御して熱間圧延直後のＮｉ−Ｓｉ粒子の直径と個数を規制することを見出した。

上記の目的を達成するために、本発明のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金は、質量％で、Ｎｉ：２．０〜５．０％、Ｓｉ：０．３〜１．５％含有し、Ｎｉ／Ｓｉ比が１．３以上６．７以下であり、残部がＣｕ及び不可避不純物からなり、０．２％耐力ＹＳが７００ＭＰａ以上であり、直径０．５〜０．６μｍの第１のＮｉ−Ｓｉ粒子が０．０４×１０^３〜１．４×１０^３個／ｍｍ^２、直径０．５μｍ未満の第２のＮｉ−Ｓｉ粒子の個数が前記第１のＮｉ−Ｓｉ粒子の個数以上４．０×１０^３個／ｍｍ^２未満、かつ直径０．６μｍを超えるＮｉ−Ｓｉ粒子の個数が前記第１のＮｉ−Ｓｉ粒子の個数以下である。

降伏比ＹＳ／ＴＳが０．９以上、加工硬化係数ｎ値が０．０５以下であることが好ましい。
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。

本発明によれば、金型摩耗性に優れるＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金が得られる。

金型摩耗を定量化するためのパンチの摩耗面積を説明する図である。

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］
銅合金中にＮｉ：２．０〜５．０％、Ｓｉ：０．３〜１．５％含有しＮｉ／Ｓｉ比が１．３以上６．７以下である。Ｎｉ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。
Ｎｉ／Ｓｉ比が１．３未満の場合、及びＮｉ／Ｓｉ比が６．７を超える場合は、いずれも導電率が著しく低下する。

［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。
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。

［Ｎｉ−Ｓｉ粒子］
Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金に含まれる直径０．５〜０．６μｍの第１のＮｉ−Ｓｉ粒子（析出物）が０．０４×１０^３〜１．４×１０^３個／ｍｍ^２である。
第１のＮｉ−Ｓｉ粒子は、上述のように金型のひっかき摩耗を生じさせる。
従って、第１のＮｉ−Ｓｉ粒子の個数が少ない方が良いが、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金の単位面積当たり、第１のＮｉ−Ｓｉ粒子が０．０４×１０^３個／ｍｍ^２未満の場合、金型へＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金が凝着する凝着摩耗が促進される。

ここで、Ｎｉ−Ｓｉ粒子はプレス時に応力集中し、クラックの起点となるため、Ｎｉ−Ｓｉ粒子が大きいか、多数分布しているほど材料のせん断面に対する割合が少なくなる。これは、Ｎｉ−Ｓｉ粒子の個数が多いほど応力集中部分が多く、早期にクラックが進展するため、材料のせん断面に対する割合は小さくなるためである。そして、せん断面はプレス中の金型と接触する面であるため、その面積が増えると金型と材料の接触時間が長くなり、材料から金型へ凝着物が付着しやすくなる。
一方、第１のＮｉ−Ｓｉ粒子が１．４×１０^３個／ｍｍ^２を超えると、金型のひっかき摩耗が促進される。

Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金に含まれる直径０．５μｍ未満の第２のＮｉ−Ｓｉ粒子の個数が、第１のＮｉ−Ｓｉ粒子の個数以上、かつ４．０×１０^３個／ｍｍ^２未満である。
第２のＮｉ−Ｓｉ粒子の個数が第１のＮｉ−Ｓｉ粒子の個数より少なくなると凝着摩耗が促進される。一方、第２のＮｉ−Ｓｉ粒子の個数が４．０×１０^３個／ｍｍ^２以上になると、ひっかき摩耗が促進される。

ここで、第２のＮｉ−Ｓｉ粒子の個数による金型摩耗への影響は第１のＮｉ−Ｓｉ粒子の個数による金型摩耗への影響と同様であるため、第２のＮｉ−Ｓｉ粒子の個数が少ないと凝着摩耗が促進され、個数が多いとひっかき摩耗が促進される。
なお、第２のＮｉ−Ｓｉ粒子の個数の増減は、第１のＮｉ−Ｓｉ粒子の個数の増減につれて変化する傾向にある。

第１〜第２のＮｉ−Ｓｉ粒子の粒径及び個数は、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金の圧延平行断面を研磨し，エッチング後に、ＦＥ−ＳＥＭ（電解放射型走査電子顕微鏡）を用いて１５００〜５０００倍程度の倍率の像をもとに測定する。粒子解析ソフト及びＥＤＳ（エネルギー分散型Ｘ線分析）を用いて上記画像中の成分を測定し、母材成分と異なる成分で構成される粒子を第１〜第３のＮｉ−Ｓｉ粒子とみなす。各粒子のそれぞれの粒径を測定し、画像処理ソフト（例えば、アメリカ国立衛生研究所が公開しているＩｍａｇｅＪ）を使用して個数を数える。ここで、析出物に外接する円の直径を各Ｎｉ−Ｓｉ粒子の粒径とする。

Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金の降伏比ＹＳ／ＴＳが０．９以上であり、加工硬化係数（ｎ値）が０．０５以下であると好ましい。
降伏比ＹＳ／ＴＳの値が０．９以上であると、ＴＳとＹＳの差が小さいため、伸び始めるとすぐに破断する。すなわち、降伏比が高いと材料がプレス中にすぐ破断することで、金型と材料の接触時間が短くなり、耐金型磨耗性が向上する。
また、加工硬化係数（ｎ値）は材料の均一伸びと相関のある値である。この値が小さいほど材料をプレスした際に、打ち抜きまでに必要な塑性変形領域が小さくなる。すなわち、ｎ値が０．０５以下であると、金型と材料の接触時間が短くなるため、耐金型磨耗性が向上する。

なお、加工硬化係数（ｎ値）は次のようにして求める。
引張試験において試験片を引張り、荷重を負荷すると、弾性限度を越えて最高荷重点に達するまでの塑性変形域では試験片各部は一様に伸びる(均一伸び)。この均一伸びが発生する塑性変形域では真応力σ_tと真ひずみε_tの間には式１
σ_t＝Ｋε_t ⁿ
の関係が成立し、これをｎ乗硬化則という。「ｎ」を加工硬化係数とする(須藤一：材料試験法、内田老鶴圃社、(１９７６)、ｐ．３４)。ｎは０≦ｎ≦１の値をとり、ｎが大きいほど加工硬化の程度が大きく、局所的な変形を受けた部分が加工硬化した際に他の部分に変形が移り、くびれが生じにくくなる。このため、ｎ値が大きい材料は一様な伸びを示す。

降伏比とｎ値はそれぞれ仕上げ圧延加工度と相関があり、後述する仕上げ圧延の圧延加工度を制御することで、降伏比とｎ値を調整できる。

仕上げ圧延の圧延加工度が１０％未満である場合、降伏比は０．９より小さくなり、ｎ値は０．０５より大きくなる。仕上げ圧延の圧延加工度が１０％以上１５％未満である場合は、加工硬化によりＹＳの値が増加することで降伏比が０．９以上となるので好ましい。一方でｎ値は、０．０５より大きいままである。
仕上げ圧延の圧延加工度が１５％以上３０％以下である場合、降伏比は０．９以上となり、均一伸びが低下することでｎ値は０．０５以下となり、最も好適な条件となる。

仕上げ圧延の圧延加工度が３０％を超えて４０％以下の範囲では、ＴＳと比較してＹＳの強度が早期に飽和することから降伏比が０．９未満となり、ｎ値は０．０５以下となる。圧延加工度が４０％を超えても同様の傾向であるが、降伏比がより小さくなることで金型摩耗性は悪化する。

［０．２％耐力］
Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金の圧延平行方向の０．２％耐力は、例えば７００ＭＰａ以上である。０．２％耐力を７００ＭＰａ以上とすると、強度が向上する。
なお、引張強さは、ＪＩＳ−Ｚ２２４１に従い引張試験して求める。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50mmとした。

［伸び］
Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金の圧延平行方向の伸びは、例えば１３％以下である。伸びの下限は特に制限されないが、例えば１％である。
又、伸びは、破断伸びであり、引張試験機により、ＪＩＳ−Ｚ２２４１に従い、上述の引張強さを測定するのと同時に測定した。そして、試験片が破断したときの標点間の長さＬ（ゲージ長さ）と、試験前の標点距離Ｌ０との差を％で求めた。
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する。

［導電率］
Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金の導電率（％ＩＡＣＳ）は、例えば３０以上である。

＜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、仕上げ圧延、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。

＜熱間圧延＞
ここで、熱間圧延後で冷間圧延前の材料中の直径１．０μｍ以上３．５μｍ以下の第３のＮｉ−Ｓｉ粒子が３．５×１０^３〜８．５×１０^３個／ｍｍ^２の範囲内となるよう、熱間圧延を設定する。これは、溶体化および時効処理の条件を調整してμｍレベルのＮｉ−Ｓｉ粒子を制御しようとすると、過時効等を行わなければならず、強度等の特性を損ねてしまうからである。
直径１．０μｍ以上３．５μｍ以下の第３のＮｉ−Ｓｉ粒子の個数を制御することは、最終製品の第１のＮｉ−Ｓｉ粒子の個数を制御することに対応する。
第３のＮｉ−Ｓｉ粒子が３．５×１０^３個／ｍｍ^２未満であると、第１のＮｉ−Ｓｉ粒子が０．０４×１０^３個／ｍｍ^２未満となり、凝着摩耗が促進する。第３のＮｉ−Ｓｉ粒子が８．５×１０^３個／ｍｍ^２を超えると、第１のＮｉ−Ｓｉ粒子が１．４×１０^３個／ｍｍ^２以上となり、ひっかき摩耗が促進される。
第３のＮｉ−Ｓｉ粒子の直径及び個数を規制するための熱間圧延の条件としては、例えば熱間圧延温度８００〜１０００℃、保持時間１〜５ｈの範囲で調整することができる。

大気溶解炉中にて電気銅を溶解し、必要に応じて表１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１に示す組成の銅合金インゴットを得た。インゴットを熱間圧延し、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、仕上げ圧延の順に行い、板厚０．０５〜０．４ｍｍの試料を得た。仕上げ冷間圧延の後に２００℃〜５００℃の温度範囲で１秒〜１０００秒間歪取焼鈍を行った。
なお、熱間圧延は１０００℃で３時間行い、溶体化処理を７００〜９００℃で行った。時効処理は４００℃〜５５０℃で１〜１５時間の範囲で、仕上げ圧延後の引張強さが最大となる温度及び時間で行い、仕上げ圧延は加工率１０〜４０％の範囲で実施した。

＜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］
歪取焼鈍後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。
［引張強さ］
歪取焼鈍後の試料につき、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、引張強さＴＳ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。

［伸び］
上記引張試験により、破断伸びを求めた。試験片が破断したときの標点間の長さＬと、試験前の標点距離Ｌ０との差を％で求めて伸びとした。

[ひっかき摩耗評価]
パンチキズ数：５ｍｍ角のパンチを使用し、各試料の圧延平行方向を長手方向として５×１５ｍｍに切り出した試料１０枚に対し、それぞれ１ショット（計１０ショット）打ち抜いた後のパンチ側面についたキズの数を目視で計数した。パンチキズ数が２０個以下であれば、金型のひっかき摩耗が少なく、金型摩耗性に優れる。

[凝着摩耗評価]
凝着摩耗の判定はボールオンディスク式の摩擦摩耗試験機を使用して行った。試験は、荷重1N、摺動距離125mで実施し、ボール（相手材）の材質はSUJ２とした。
摩耗試験前後にボールの摺動部断面のプロファイルをレーザー顕微鏡で測定し、摺動部の長さ1μm以上の部位につき、試験前に比べて試験後の断面プロファイルの高さが高くなった場合に、凝着摩耗が生じたと判断した。

[金型摩耗性の評価]
金型磨耗性は、上記のひっかき摩耗評価、凝着摩耗評価のみでは判断できず、材料の機械的特性にも影響を受ける。これらの影響を総合的に判断するため、タレットパンチプレス機を使用し、２００×３００ｍｍ切り出した試料５枚に対して、各試料を１０万ショット打ち抜いた後のパンチ刃の摩耗量を測定することで金型摩耗性を評価した。パンチ刃の摩耗量は、プレス前を基準として測定した。
円筒形のパンチを使用し、クリアランスは板厚の５％、プレス速度は２９０ｓｈｏｔ／ｍｉｎとし、パンチの押し込み深さは板厚の５０％に設定した。また、パンチとダイはそれぞれ硬度の異なるものを使用し、パンチの硬度がダイの硬度の６０〜８０％の値となるよう設定した。

パンチ刃の摩耗量は、レーザー顕微鏡を使用し、図１に示すように、プレス前のパンチ刃の断面プロファイルＰ１とプレス後のパンチ刃の断面プロファイルＰ２の間で高低差が生じた面積Ｓ１を摩耗した面積とみなし、その面積を算出した。図１の符号Ｄはプレス方向を示す。以下の基準で金型摩耗性を評価した。評価が○であれば、金型摩耗性が優れており、◎であればさらに優れていることを示す。
◎：摩耗面積が１０００μｍ^２以下
○：摩耗面積が１０００μｍ^２を超え１５００μｍ^２未満
×：摩耗面積が１５００μｍ^２以上

得られた結果を表１、表２に示す。

表１、表２から明らかなように、第１のＮｉ−Ｓｉ粒子〜第２のＮｉ−Ｓｉ粒子の個数を所定範囲内に規制した各実施例の場合、金型摩耗性に優れていた。また、仕上げ圧延の加工度が１５〜３０％のものはさらに金型摩耗性に優れ、降伏比ＹＳ／ＴＳが０．９以上、加工硬化係数ｎ値が０．０５以下となった。これは、金型と材料の接触時間が減少したためと考えられる。
なお、仕上げ圧延の加工度が１０％以上１５％未満の実施例５、７、９の場合、降伏比が０．９以上となったものの、ｎ値は、０．０５より大きかった。又、仕上げ圧延の加工度が３０％を超えて４０％以下の実施例２、３、１０、１１の場合、ｎ値が０．０５以下となったものの、降伏比が０．９より小さかった。但し、これらの実施例も実用上、問題はない。

一方、第１のＮｉ−Ｓｉ粒子が１．４×１０^３個／ｍｍ^２を超え、第２のＮｉ−Ｓｉ粒子の個数が４．０×１０^３個／ｍｍ^２以上になった比較例１〜４および比較例６の場合、パンチキズ数が２０個を超え、金型のひっかき摩耗が促進されて金型摩耗性が劣った。
第１のＮｉ−Ｓｉ粒子が０．０４×１０^３個／ｍｍ^２未満、第２のＮｉ−Ｓｉ粒子の個数が第１のＮｉ−Ｓｉ粒子の個数未満の比較例５の場合、凝着摩耗が促進されて金型摩耗性が劣った。

Claims (3)

1. 質量％で、Ｎｉ：２．０〜５．０％、Ｓｉ：０．３〜１．５％含有し、Ｎｉ／Ｓｉ比が１．３以上６．７以下であり、残部がＣｕ及び不可避不純物からなり、０．２％耐力ＹＳが７００ＭＰａ以上であり、直径０．５〜０．６μｍの第１のＮｉ−Ｓｉ粒子が０．０４×１０^３〜１．４×１０^３個／ｍｍ^２、直径０．５μｍ未満の第２のＮｉ−Ｓｉ粒子の個数が前記第１のＮｉ−Ｓｉ粒子の個数以上４．０×１０^３個／ｍｍ^２未満、かつ直径０．６μｍを超えるＮｉ−Ｓｉ粒子の個数が前記第１のＮｉ−Ｓｉ粒子の個数以下であるＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金。
2. 降伏比ＹＳ／ＴＳが０．９以上、加工硬化係数ｎ値が０．０５以下である、請求項１に記載のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金。
3. 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。