JP7537643B2 - 銅合金材および銅合金材の製造方法 - Google Patents

Description

この発明は、銅合金材および銅合金材の製造方法に関し、たとえば、リードフレーム、コネクタ、端子などの電気・電子部品の材料として用いられる、銅合金材および銅合金材の製造方法に関する。

従来、銅合金は良好な強度と導電性を持つことから、リードフレームを始めとする電気・電子部品の材料として一般的に用いられている。銅合金の中でも、たとえば、Ｃｕ－Ｆｅ－Ｚｎ－Ｐ系の銅合金は、機械的強さと導電性と熱伝導性のバランスがよいとされている。Ｃｕ－Ｆｅ－Ｚｎ－Ｐ系の代表的な銅合金の一つは、たとえば、ＪＩＳ－Ｈ３１００：２０１８に規定されているＣ１９４０である。Ｃ１９４０は、質量％で、約２．２％のＦｅと約０．０３％のＰと約０．１２％のＺｎとを含有する析出硬化型の銅合金である。Ｃ１９４０は、６０％ＩＡＣＳ程度の導電率を有するとともに４００ＭＰａ～５５０ＭＰａ程度の引張強さを有しており、国際的にも標準的な銅合金として認知され、多くの用途で利用されている。

近年、電気・電子部品の高機能・高集積化に伴って、たとえば、リードフレームの分野では、リードフレームそのものの薄肉化が進んでいる。薄肉化されたリードフレームは変形しやすく、上記Ｃ１９４０では機械的強さが不十分である。このような場合、たとえば、Ｃｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系の銅合金が利用されることが多い。Ｃｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系の銅合金は、銅合金のＣｕを主とする母相中にＮｉとＳｉを含む化合物の粒子を析出させることによって高強度を得る析出硬化型の銅合金である。Ｃｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系の代表的な銅合金の一つは、たとえば、コルソン合金と呼ばれるＣ７０２５である。Ｃ７０２５は、上記ＪＩＳの規定外であるが、質量％で示す含有率で、約３．０％のＮｉと約０．６５％のＳｉと約０．１５％のＭｇを含有する銅合金である。Ｃ７０２５は、６００ＭＰａ～７００ＭＰａ程度の引張強さを有するとともに４５．０％ＩＡＣＳ程度の導電率を有しており、Ｃ１９４０よりも曲げ加工性は劣るが、上記したリードフレームにも利用されている。

日本国特許第６３０１６１８号公報 日本国特許第６８１１１３６号公報

上記したリードフレームを始めとする電気・電子部品では、シリコンチップの装着や配線基板への実装を容易にする目的で、銅合金から成る銅合金材の表面に半田めっき層や銀めっき層を設けることが一般的に行われている。銅合金材の表面にめっき層を設ける場合、その前処理として、その表面の酸化層や加工変質層を酸性液で化学的に溶解する化学研磨が一般的に行われている。たとえば、Ｃ１９４０などのＣｕ－Ｆｅ－Ｚｎ－Ｐ系の銅合金から成る銅合金材の場合、硫酸と過酸化水素を含む酸性液（化学研磨液）による化学研磨が一般的である。このＣ１９４０などのＣｕ－Ｆｅ－Ｚｎ－Ｐ系の銅合金から成る銅合金材では、後述する銅合金材の表面に残留するスマット（以下、残留スマットという。）の問題はない。

しかし、より高強度な銅合金から成る銅合金材、たとえば、Ｃ７０２５などのＣｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系の銅合金から成る銅合金材の場合、Ｃ１９４０と同質の化学研磨液を用いるとＮｉとＳｉを含む化合物の粒子が溶解されない。そのため、ＮｉとＳｉを含む化合物の粒子が残渣（スマット）となって、銅合金材の表面に大量に残留する。銅合金材の表面の残留スマットは、化学研磨後の一般的な表面洗浄では容易に除去されない。そのため、その後に設けためっき層にスマットが混在し、銅合金材の外観や特性に大きな影響を及ぼすことおそれがある。

このＣ７０２５などのより高強度な銅合金材の表面の残留スマットの問題に対して、たとえば、特許文献１は、ＮｉとＳｉを含む化合物の粒子径や形状を制御して銅合金材の表面の残留スマットの残存面積率を３％未満にする方法を提案し、質量％で示す含有率で、Ｎｉ：２．０～６．０％、Ｓｉ：０．３～２．０％、Ｃｒ：０～１．０％、Ｍｇ：０～１．０％、Ｓｎ：０～０．８％およびＺｎ：０～０．８％を含有し、残部がＣｕおよび不純物からなる銅合金材を開示する。また、特許文献２は、銅合金材の表面の残留スマットを適量にすることで、銅合金材の表面に凹凸を残して樹脂との密着性を向上させる方法を提案し、質量％で示す含有率で、Ｎｉ：１．５～４．５％、Ｓｉ：０．４～１．１％を含有し、残部がＣｕおよび不純物から成り、８００ＭＰａ以上の引張強さと３０％ＩＡＣＳ以上の導電率を有するＣｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系の銅合金条を開示する。しかし、特許文献１、２のいずれの提案も、銅合金材の表面の残留スマットを許容するものであって、銅合金材の表面に残留スマットが発生する問題が根本的に解決されていない。

そこで、この発明により、Ｃ１９４０などのＣｕ－Ｆｅ－Ｚｎ－Ｐ系の銅合金から成る銅合金材と同様に上記した残留スマットの問題がなく、より高強度なＣ７０２５などのＣｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系の銅合金から成る銅合金材と略同等の引張強さと導電率を有し、望ましくは曲げ加工性の良い、銅合金材および銅合金材の製造方法を提供する。なお、上記したような添加元素（たとえば、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｇ、Ｓｎ、Ｚｎなど）を多く含有する銅合金材は、一般に圧延加工性が悪く、特に熱間圧延の段階で割れが発生しやすい。そこで、望ましくは、この発明により、圧延加工性の良い、特に熱間圧延の段階で割れにくい、銅合金材および銅合金材の製造方法を提供する。

この発明者は、残留スマットの問題がないＣｕ－Ｆｅ－Ｚｎ－Ｐ系の銅合金から成る銅合金材と、残留スマットの問題があるＣｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系の銅合金から成る銅合金材とについて、その組織の形態や性状、機械的や電気的な性質、製造条件などを多面的に精査した。その結果、Ｃｕ－Ｆｅ－Ｚｎ－Ｐ系の銅合金の合金組成に更なる工夫を加えるとともに、その銅合金から成る銅合金材の製造条件に更なる工夫を加えることで、上記の課題が解決できることを見出し、この発明に想到した。

すなわち、この発明に係る銅合金材は、質量％で示す含有率で、含有必須元素として、１．６％以上２．６％以下のＦｅと、０．０１％以上０．３％以下のＰと、０．０１％以上０．３％以下のＺｎと、０．３％以上０．８％以下のＳｎとを含有し、残部がＣｕおよび不純物元素から成り、２０℃の温度環境下において、６２０ＭＰａ以上の引張強さを有するとともに、４０．０％ＩＡＣＳ以上の導電率を有する、銅合金材である。

この発明に係る銅合金材は、質量％で示す含有率で、０．０１％以上０．２０％以下のＰを含有する、銅合金材であることが好ましい。

この発明に係る銅合金材は、質量％で示す含有率で、含有必須元素として、前記Ｆｅと前記Ｐと前記Ｚｎと前記Ｓｎと、さらに、０．００２％以上０．０２５％以下のＭｎとを含有し、残部がＣｕおよび不純物元素から成り、９５０℃の温度環境下において、２０％を超える破断伸びを有する、銅合金材であることが好ましい。

この発明に係る銅合金材は、質量％で示す含有率で、（Ｍｎ含有率＋不純物元素の総含有率）／（Ｆｅ含有率＋Ｐ含有率＋Ｓｎ含有率）×１００で求まる値が、１．１以下である、銅合金材であることが好ましい。

また、この発明に係る銅合金材の製造方法は、質量％で示す含有率で、含有必須元素として、１．６％以上２．６％以下のＦｅと、０．０１％以上０．３％以下のＰと、０．０１％以上０．３％以下のＺｎと、０．３％以上０．８％以下のＳｎとを含有し、残部がＣｕおよび不純物元素から成る、銅合金鋳造材を作製する溶解鋳造工程と、前記銅合金鋳造材を用いて熱間圧延を行って熱間圧延材を作製する熱間圧延工程と、前記熱間圧延材を用いて冷間圧延を行って第１冷間圧延材を作製する第１冷間圧延工程と、前記第１冷間圧延材に対して５００℃以上６００℃以下の温度で４ｈ以下の加熱保持を行って第１熱処理材を作製する第１熱処理工程と、前記第１熱処理材を用いて２０％以上９０％以下の圧延加工度で冷間圧延を行って第２冷間圧延材を作製する第２冷間圧延工程と、前記第２冷間圧延材に対して３８０℃以上４８０℃以下の温度で１ｈ以上１２ｈ以下の加熱保持を行って第２熱処理材を作製する第２熱処理工程と、前記第２熱処理材を用いて６０％以上８０％以下の圧延加工度で冷間圧延を行って第３冷間圧延材を作製する第３冷間圧延工程と、前記第３冷間圧延材に対して２５０℃以上３８０℃以上の温度で４ｈ以下の加熱保持を行って銅合金材を作製する第３熱処理工程と、を有し、前記溶解鋳造工程、前記熱間圧延工程、前記第１冷間圧延工程、前記第１熱処理工程、前記第２冷間圧延工程、前記第２熱処理工程、前記第３冷間圧延工程、および、前記第３熱処理工程の順に実施することにより、２０℃の温度環境下において、６２０ＭＰａ以上の引張強さを有するとともに、４０．０％ＩＡＣＳ以上の導電率を有する、銅合金材を作製する、銅合金材の製造方法である。

この発明に係る銅合金材の製造方法は、質量％で示す含有率で、０．０１％以上０．２０％以下のＰを含有する、銅合金材を作製する、銅合金材の製造方法であることが好ましい。

この発明に係る銅合金材の製造方法は、質量％で示す含有率で、含有必須元素として、前記Ｆｅと前記Ｐと前記Ｚｎと前記Ｓｎと、さらに、０．００２％以上０．０２５％以下のＭｎとを含有し、残部がＣｕおよび不純物元素から成る、銅合金鋳造材を作製する溶解鋳造工程とし、この後に、前記熱間圧延工程、前記第１冷間圧延工程、前記第１熱処理工程、前記第２冷間圧延工程、前記第２熱処理工程、前記第３冷間圧延工程、および、前記第３熱処理工程の順に実施することにより、
９５０℃の温度環境下において、２０％を超える破断伸びを有する、銅合金材を作製する、銅合金材の製造方法であることが好ましい。

この発明に係る銅合金材の製造方法は、質量％で示す含有率で、（Ｍｎ含有率＋不純物元素の総含有率）／（Ｆｅ含有率＋Ｐ含有率＋Ｓｎ含有率）×１００で求まる値が、１．１以下である、銅合金鋳造材を作製する溶解鋳造工程とする、銅合金材の製造方法であることが好ましい。

この発明によれば、Ｃ１９４０などのＣｕ－Ｆｅ－Ｚｎ－Ｐ系の銅合金から成る銅合金材と同様に上記した残留スマットの問題がなく、より高強度なＣ７０２５などのＣｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系の銅合金から成る銅合金材と略同等の引張強さと導電率を有する、銅合金材および銅合金材の製造方法を提供することができる。また、この発明によれば、構成の適切な選択により、曲げ加工性の良い、銅合金材および銅合金材の製造方法や、圧延加工性の良い、特に熱間圧延の段階で割れにくい、銅合金材および銅合金材の製造方法を提供することができる。

この発明に係る銅合金材の製造方法における主工程の流れを示す図である。

以下、この発明に係る銅合金材の構成について説明し、次いで、銅合金材の製造方法について図１に示す主工程の流れに沿って説明する。なお、この発明に係る銅合金材および銅合金材の製造方法は、特許請求の範囲によって示され、特許請求の範囲と均等の意味および範囲内でのすべての変更が含まれると解することが相当である。なお、元素の含有率（数値）や材料の化学成分（数値）は、特段の断りがない限り、質量％で記載する。

この発明に係る銅合金材は、含有必須元素として、１．６％以上２．６％以下のＦｅ（鉄）と、０．０１％以上０．３％以下のＰ（燐）と、０．０１％以上０．３％以下のＺｎ（亜鉛）と、０．３％以上０．８％以下（好ましくは、０．３％を超えて０．８％以下）のＳｎ（錫）とを含有し、残部がＣｕ（銅）および不純物元素から成り、２０℃の温度環境下において、６２０ＭＰａ以上（好ましくは６２５ＭＰａ以上、より好ましくは６３０ＭＰａ以上）の引張強さを有するとともに、４０．０％ＩＡＣＳ以上（好ましくは４５．０％ＩＡＣＳ以上）の導電率を有する。なお、この発明に係る銅合金材を構成する銅合金は、合金組成の観点からいえば、Ｃｕ－Ｆｅ－Ｐ－Ｚｎ－Ｓｎ系の銅合金である。

この発明に係る銅合金材は、好ましくは、０．０１％以上０．２０％以下のＰを含有する。

この発明に係る銅合金材は、好ましくは、含有必須元素として、前記Ｆｅ（１．６％以上２．６％以下）と、前記Ｐ（０．０１％以上０．３％以下、好ましくは０．０１％以上０．２０％以下）と、前記Ｚｎ（０．０１％以上０．３％以下）と、前記Ｓｎ（０．３％以上０．８％以下、好ましくは０．３％を超えて０．８％以下）と、さらに、０．００２％以上０．０２５％以下のＭｎとを含有し、残部がＣｕおよび不純物元素から成り、９５０℃の温度環境下において、２０％を超える破断伸びを有する。

この発明に係る銅合金材は、好ましくは、（Ｍｎ含有率＋不純物元素の総含有率）／（Ｆｅ含有率＋Ｐ含有率＋Ｓｎ含有率）×１００で求まる値（以下、「ＭＩ値）という。）が、１．１以下である。

この発明に係る銅合金材を構成する銅合金に含有される元素の限定理由は、以下の通りである。

＜Ｆｅ（鉄）＞
この発明に係る銅合金材は、含有必須元素として、１．６％以上２．６％以下のＦｅを含有する。銅合金材において、Ｆｅは、銅合金のＣｕを主とする母相中に固溶する。また、一部のＦｅは、ＦｅまたはＦｅとＰを含む化合物として、母相中に分散析出する。こうしたＦｅの作用は、銅合金材の機械的強さや耐熱性の向上に寄与する。それゆえ、適量のＦｅを含有する銅合金材は、導電性を相応に維持しながらより高い機械的強さや耐熱性を有することができる。

なお、銅合金材に含有するＦｅが過度に少ない（１．６％未満）場合、上記したＦｅの作用効果が十分に発揮されない。また、銅合金材に含有するＦｅが過度に多い（２．６％超）場合、後述する銅合金鋳造材にＦｅの過大な晶出物が形成され、表面清浄性の劣化や加工割れの原因になることがある。この観点で、この発明に係る銅合金材は、Ｆｅを１．６％以上２．６％以下とし、好ましくは、よりバランスの良い特性を得るために２．１％以上２．４％以下とする。また、この発明に係る銅合金材は、Ｆｅを１．６％以上２．６％以下（好ましくは、２．１％以上２．４％以下）とし、後述するようにＳｎ含有率を考慮すれば、引張強さと導電率のバランスが好ましいものとなる。この場合、たとえば、６３０ＭＰａ以上の引張強さと４５．０％ＩＡＣＳ以上の導電率を有する銅合金材となる。

＜Ｐ（燐）＞
この発明に係る銅合金材は、含有必須元素として、０．０１％以上０．３％以下のＰを含有する。銅合金材において、Ｐは、後述する溶解鋳造工程で溶融金属（溶湯）に存在する余分な酸素を取り除く脱酸剤として作用する。また、一部のＰはＦｅとＰを含む化合物を形成し、銅合金のＣｕを主とする母相中に分散析出する。こうしたＰの作用は、銅合金材の機械的強さや耐熱性の向上に寄与する。それゆえ、適量のＰを含有する銅合金材は、導電性を相応に維持しながらより高い機械的強さや耐熱性を有することができる。

なお、銅合金材に含有するＰが過度に少ない（０．０１％未満）場合、上記したＰの作用効果が十分に発揮されない。また、銅合金材に含有するＰが過度に多い（０．３％超）場合、後述する熱間圧延工程での熱間加工性の低下や銅合金材の導電率の低下の原因になることがある。この観点で、この発明に係る銅合金材は、Ｐを０．０１％以上０．３％以下、より好ましくは、曲げ加工性の向上のために０．０１％以上０．２０％以下とする。

＜Ｚｎ（亜鉛）＞
この発明に係る銅合金材は、含有必須元素として、０．０１％以上０．３％以下のＺｎを含有する。銅合金材において、Ｚｎは、銅合金材の表面の半田に対する濡れ性を向上させるとともに、銅合金材の表面に設けた半田めっき層の耐候性を向上させる。こうしたＺｎの作用は、上記したリードフレームなどのように銅合金材の表面に半田めっき層を設ける場合には特に必要とされる。それゆえ、適量のＺｎを含有する銅合金材は、実用上、利用可能性が高い。

なお、銅合金材に含有するＺｎが過度に少ない（０．０１％未満）場合、上記したＺｎの作用効果が十分に発揮されない。また、銅合金材に含有するＺｎが過度に多い（０．３％超）場合、上記したＺｎの作用効果が飽和するとともに、銅合金材の導電率の低下の原因になることがある。この観点で、この発明に係る銅合金材は、Ｚｎを０．０１％以上０．３％以下とし、好ましくは、よりバランスの良い特性を得るために０．０５％以上０．２％以下とする。

＜Ｓｎ（錫）＞
この発明に係る銅合金材は、含有必須元素として、０．３％以上０．８％以下（好ましくは、０．３％を超えて０．８％以下）のＳｎを含有する。銅合金材において、Ｓｎは、銅合金のＣｕを主とする母相中に固溶し、銅合金材の機械的強さや耐熱性の更なる向上に寄与する。そのため、適量のＳｎを含有する銅合金材は、適量のＳｎを含有しない銅合金材と比べて、導電性を相応に維持しながらより高い機械的強さや耐熱性を有することができる。このＳｎの作用を利用し、Ｃｕ－Ｆｅ－Ｚｎ－Ｐ系の銅合金から成る銅合金材の機械的強さをＣｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系の銅合金から成る銅合金材と略同等の水準に引き上げることができる。なお、このＳｎは、上記したＣ１９４０やＣ７０２５には添加されない。また、Ｃｕ－Ｆｅ－Ｚｎ－Ｐ系の銅合金から成る銅合金材が更に適量のＳｎを含有させても、上記した残留スマットの問題は発生しない。この点は、後述する表１などを参照されたい。

なお、銅合金材に含有するＳｎが過度に少ない（０．３％未満）場合、上記したＳｎの作用効果が十分に発揮されない。また、銅合金材に含有するＳｎが過度に多い（０．８％超）場合、銅合金材の機械的強さはより向上されるが、銅合金材の導電率が大きく低下する原因になる。この観点で、この発明に係る銅合金材は、Ｓｎを０．３％以上０．８％以下とし、好ましくは６２５ＭＰａ以上の引張強さを安定的に得るために０．３％を超えて０．８％以下とする。この点は、後述するＳｎの影響の項も参照されたい。また、この発明に係る銅合金材は、Ｓｎを０．５％以上０．７％以下とし、Ｆｅ含有率を上記のように考慮すれば、引張強さと導電率のバランスが好ましいものとなる。この場合、たとえば、６３０ＭＰａ以上の引張強さと４５．０％ＩＡＣＳ以上の導電率を有する銅合金材となる。

＜Ｍｎ（マンガン）＞
この発明に係る銅合金材は、含有必須元素として、ＦｅとＰとＺｎとＳｎとを上記範囲で含有し、好ましくは、さらに、０．００２％以上０．０２５％以下のＭｎを含有する。この発明に係る銅合金材は、上記したように、Ｃｕ－Ｆｅ－Ｐ－Ｚｎ－Ｓｎ系の銅合金からなる銅合金材である。この銅合金材に含有するＦｅとＰは、含有必須元素である一方、上記したように加工割れや熱間加工性の低下に係る元素である。また、この銅合金材は、一般的に使用される製造原料（銅材料）に由来して、不純物元素のＳ（硫黄）を含有する可能性がある。この銅合金材は、Ｓの固溶に起因して、圧延加工性が低下し、特に熱間圧延の段階での割れが発生しやすくなる。。そこで、この銅合金材では、好ましくは、含有必須元素として、さらにＭｎを含有し、積極的にＭｎＳを生成させることより、固溶状態になるＳを低減する。

この銅合金材の一般的な製造原料に含有するＳは、実用上、０．００１％～０．００５％程度と考えることができる。ＭｎＳの組成比（Ｍｎ：Ｓ）は、原子比で１：１、質量比で６３：３７である。したがって、Ｓの全量がＭｎと反応すると仮定すれば、質量比で、Ｓの約１．７倍のＭｎが必要になる。たとえば、質量％で、０．００１％以上０．００５％以下のＳを含有する銅合金材は、計算上、０．００１７％以上０．００８５％以下のＭｎを含有する必要になる。しかし、実際に、Ｍｎの全量がＳと反応してＭｎＳを生成するとは限らない。そのため、Ｓ量に対して十分に余裕のあるＭｎ量とし、Ｓに対して２倍～５倍（質量比）のＭｎを含有させることが実用的である。この観点から、この発明に係る銅合金材では、０．００１％以上０．００５％以下のＳの含有が予測される場合、好ましくはＳ量に対応させて、Ｍｎを０．００２％以上０．０２５％以下の範囲で設定する。また、Ｓが０．００２％以下であれば、好ましくはＳ量に対応させて、Ｍｎを０．０１０％以下の範囲で設定する。これにより、圧延加工性の良い、特に熱間圧延の段階で割れにくい、銅合金材となる。

＜Ｃｕ（銅）＞
この発明に係る銅合金材は、上記した含有必須元素のＦｅとＰとＺｎとＳｎを除く残部が、Ｃｕおよび不純物元素から成る。そして、さらにＭｎを含む場合、この発明に係る銅合金材は、上記した含有必須元素のＦｅとＰとＺｎとＳｎとＭｎを除く残部が、Ｃｕおよび不純物元素から成る。この銅合金材において、Ｃｕは、上記した含有必須元素の含有率に応じて、概ね９６％以上９８％以下の範囲で含有される。この銅合金材において、Ｃｕと上記した含有必須元素を除く残部は、不純物元素である。銅合金材において、Ｃｕ（銅）は、銅合金の母相を構成する主元素であり、最も多く含有されている。銅から成る銅材や銅合金から成る銅合金材は優れた導電率を有し、電気・電子部品の材料として多用されている。たとえば、ＪＩＳに規格されるＣ１０２０やＣ１１００などの無酸素銅から成る銅材は、１００％ＩＡＣＳ程度の導電率と１９５ＭＰａ（質別Ｏ）から３１５ＭＰａ（質別Ｈ）程度の引張強さを有する。また、Ｃ１９４０から成る銅合金材は、６０％ＩＡＣＳ以上１００％ＩＡＣＳ未満の導電率と２７５ＭＰａ（質別Ｏ３）から５９０ＭＰａ（質別ＥＳＨ）程度の引張強さを有する。また、Ｃ７０２５から成る銅合金材は、４５．０％ＩＡＣＳ程度の導電率と６５０ＭＰａ程度（質別１／２・Ｈ）の引張強さを有する。

＜不純物元素＞
この発明に係る銅合金材は、不純物元素を含む。この不純物元素は、銅合金材の製造過程で不可避的に混入し、意図的に添加しない。この不純物元素は、使用する製造原料や製造設備などにも拠るが、たとえば、Ａｇ（銀）、Ｐｂ（鉛）、Ｎｉ（ニッケル）およびＳ（硫黄）などの元素が挙げられる。これらの不純物元素が過大に混入していると、銅合金材の諸特性（引張強さ、導電率、曲げ加工性など）を劣化させるおそれがある。また、この銅合金材において、上記したように、固溶状態となったＳは圧延加工性の低下、特に熱間圧延の段階での割れの原因になる。この観点で、銅合金材の不純物元素の含有率は可能な限り小さく抑制し、たとえば、合計で０．０５％以下、好ましくは０．０３％以下、より好ましくは０．０１％以下に抑制する。

また、この発明に係る銅合金材において、上記したように、ＦｅおよびＰは、加工割れや熱間加工性の低下に係る。また、Ｓｎは、機械的強さや耐熱性に係る。また、Ａｇ、Ｐｂ、ＮｉおよびＳなどの不純物元素は、引張強さや曲げ加工性の劣化に係る。また、さらにＭｎを含有する場合、ＭｎとＳとの関係は、圧延加工性の低下や熱間圧延の段階での割れに係る。上記したＦｅ、Ｐ、Ｓｎ、ＭｎおよびＳなどの不純物元素の影響を総合的に考慮し、この発明に係る銅合金材は、Ｍｎを含有することが好ましい。その場合、好ましくは、（Ｍｎ含有率＋不純物元素の総含有率）／（Ｆｅ含有率＋Ｐ含有率＋Ｓｎ含有率）×１００で求まる値（以下、「ＭＩ値）という。）を考慮する。そして、ＭＩ値を、たとえば１．１以下（＞０）とし、好ましくは１．０以下（＞０）とする。これにより、この発明に係る銅合金材の圧延加工性（特に、熱間加工性）などを十分に高めることができる。

この発明に係る銅合金材は、含有必須元素として、ＦｅとＰとＺｎとＳｎとを上記した範囲で含有し、残部がＣｕおよび不純物元素から成る。これにより、この銅合金材は、２０℃の温度環境下において、６２０ＭＰａ以上（好ましくは６２５ＭＰａ以上、より好ましくは６３０ＭＰａ以上）の引張強さを有するとともに４０．０％ＩＡＣＳ以上（好ましくは、４５．０％ＩＡＣＳ以上）の導電率を有し、後述するように残留スマットの発生が抑制される。この銅合金材は、上記した引張強さおよび導電率を有し、残留スマットの発生が抑制されるため、実用上、Ｃ１９４０などのＣｕ－Ｆｅ－Ｚｎ－Ｐ系の銅合金から成る銅合金材や、より高強度のＣ７０２５から成る銅合金材の代替材として、十分に利用可能と考えられる。

また、この発明に係る銅合金材は、含有必須元素として、ＦｅとＰとＺｎとＳｎとＭｎとを上記した範囲で含有し、残部がＣｕおよび不純物元素から成る。これにより、この銅合金材は、９５０℃の温度環境下において、２０％を超える破断伸びを有し、圧延加工性が向上し、特に熱間圧延の段階で割れにくくなる。この銅合金材は、上記した引張強さ、導電率および破断伸びを有し、残留スマットの発生が抑制されるため、実用上、Ｃ１９４０などのＣｕ－Ｆｅ－Ｚｎ－Ｐ系の銅合金から成る銅合金材や、より高強度のＣ７０２５から成る銅合金材の代替材として、十分に利用可能と考えられる。

この発明に係る銅合金材の引張強さは、主に、ＦｅまたはＦｅとＰを含む化合物の粒子の分散析出による析出強化と冷間圧延による加工硬化に依存するものである。この析出強化と加工硬化による銅合金組織の強化機構は、製造条件の特定によって制御可能である。析出強化の効果は、熱処理の保持条件を特定範囲に制御し、銅合金組織の変形の障害として作用可能な適度な大きさの粒子を均一的に分散析出させることにより得ることができる。加工硬化の効果は、冷間圧延の加工条件を特定範囲に制御し、銅合金組織の変形の障害として作用可能な転位を含む結晶の適度な蓄積により得ることができる。また、この発明に係る銅合金材の導電率は、実質的にＣｕに依存しているが、上記した粒子の析出により母相のＣｕ純度が高まる作用も利用している。

Ｃｕ－Ｆｅ－Ｐ－Ｚｎ－Ｓｎ系の銅合金からなる銅合金材が、２０℃の温度環境下において、６２０ＭＰａ以上（好ましくは６２５ＭＰａ以上、より好ましくは６３０ＭＰａ以上）の引張強さを有するとともに、４０．０％ＩＡＣＳ以上（好ましくは、４５．０％ＩＡＣＳ以上）の導電率を有するためには、その製造方法が重要である。すなわち、この発明に係る銅合金材の製造方法は、次の（１）から（８）の工程を有し、この（１）から（８）の工程をこの順に実施する製造方法である。

（１）含有必須元素として、１．６％以上２．６％以下のＦｅと、０．０１％以上０．３％以下（好ましくは、０．０１％以上０．２０％以下）のＰと、０．０１％以上０．３％以下のＺｎと、０．３％以上０．８％以下のＳｎとを含有し、残部がＣｕおよび不純物元素から成る、銅合金鋳造材を作製する溶解鋳造工程
（２）銅合金鋳造材を用いて熱間圧延を行って熱間圧延材を作製する熱間圧延工程
（３）熱間圧延材を用いて冷間圧延を行って第１冷間圧延材を作製する第１冷間圧延工程（４）第１冷間圧延材に対して５００℃以上６００℃以下の温度で４ｈ以下の加熱保持を行って第１熱処理材を作製する第１熱処理工程
（５）第１熱処理材を用いて２０％以上９０％以下の圧延加工度で冷間圧延を行って第２冷間圧延材を作製する第２冷間圧延工程
（６）第２冷間圧延材に対して３８０℃以上４８０℃以下の温度で１ｈ以上１２ｈ以下の加熱保持を行って第２熱処理材を作製する第２熱処理工程
（７）第２熱処理材を用いて６０％以上８０％以下の圧延加工度で冷間圧延を行って第３冷間圧延材を作製する第３冷間圧延工程
（８）第３冷間圧延材に対して２５０℃以上３８０℃以上の温度で４ｈ以下の加熱保持を行って銅合金材を作製する第３熱処理工程

上記した（１）から（８）の主工程の流れを有する製造方法によれば、１．６％以上２．６％以下のＦｅと、０．０１％以上０．３％以下（好ましくは、０．０１％以上０．２０％以下）のＰと、０．０１％以上０．３％以下のＺｎと、０．３％以上０．８％以下のＳｎとを含有し、残部がＣｕおよび不純物元素から成り、２０℃の温度環境下において、６２０ＭＰａ以上の引張強さを有するとともに、４０．０％ＩＡＣＳ以上の導電率を有する、銅合金材を作製することができる。

また、上記した（１）の工程において、好ましくは、含有必須元素として、ＦｅとＰとＺｎとＳｎと、さらに、０．００２％以上０．０２５％以下のＭｎとを含有し、残部がＣｕおよび不純物元素から成る、銅合金鋳造材を作製する。また、その場合、上記した（１）の工程において、ＭＩ値を、たとえば１．１以下（＞０）とし、好ましくは１．０以下（＞０）に調製した銅合金鋳造材を作製する。その後、上記した（２）～（８）の工程を、この順に実施する。この製造方法によれば、ＦｅとＰとＺｎとＳｎとを上記した範囲で含有し、さらに、０．００２％以上０．０２５％以下のＭｎを含有し、残部がＣｕおよび不純物元素から成る、好ましい銅合金材を作製することができる。この好ましい銅合金材は、上記した２０℃の温度環境下において、６２０ＭＰａ以上の引張強さを有するとともに、４０．０％ＩＡＣＳ以上の導電率を有し、さらに、９５０℃の温度環境下において、２０％を超える破断伸びを有することができる。

以下、図１に示す主工程の流れに沿って、この発明に係る銅合金材の製造方法について説明する。なお、この発明に係る銅合金材の製造方法では、図１に示す主工程の流れにおいて、必要に応じて、第１冷間圧延工程と第１熱処理工程とを組み合わせて繰り返す工程にすることも、第１熱処理工程と第２冷間圧延工程とを組み合わせて繰り返す工程にすることも可能である。

（１）溶解鋳造工程
溶解鋳造工程では、ＦｅとＰとＺｎとＳｎとを添加した銅合金鋳造材を作製する。具体的には、第３熱処理工程まで経て得られる銅合金材が、質量％で、１．６％以上２．６％以下のＦｅと、０．０１％以上０．３％以下のＰと、０．０１％以上０．３％以下のＺｎと、０．３％以上０．８％以下（好ましくは、０．３％を超えて０．８％以下）のＳｎとを含有し、残部がＣｕおよび不純物元素から成るように調製し、銅合金鋳造材を作製する。なお、この銅合金材の一般的な製造原料のＳ含有率は、たとえば、０．００１％～０．００５％程度である。そのため、Ｓの影響を抑止または緩和するために、この銅合金材は、さらにＭｎを含有することが好ましい。その場合、Ｍｎ含有率を０．００２％以上０．０２５％以下に調製し、好ましくはＭＩ値も調整する。ＭＩ値は、たとえば１．１以下（＞０）、好ましくは１．０以下（＞０）となるように調製する。

（２）熱間圧延工程
熱間圧延工程では、上記溶解鋳造工程で作製された銅合金鋳造材を用いて、熱間圧延を行って熱間圧延材を作製する。加熱保持温度や圧延加工度などの熱間圧延条件は、一般的な条件から任意に選定すればよい。一般に、銅材や銅合金材の場合、その組成に応じて、７００℃～１０００℃の幅広い温度下で熱間圧延が行われる。そして、添加元素の総含有率が比較的大きい銅合金材の場合、より高温側の９００℃～１０００℃の温度下で熱間圧延が行われる。この観点で、この発明に係る銅合金材では、その高温特性の評価を９００℃～１０００℃の中央付近の温度（約９５０℃）下で行っている。

（３）第１冷間圧延工程
第１冷間圧延工程では、上記熱間圧延工程で作製された熱間圧延材を用いて、冷間圧延を行って第１冷間圧延材を作製する。なお、圧延加工度などの冷間圧延条件は、任意でよい。

（４）第１熱処理工程
第１熱処理工程では、上記第１冷間圧延工程で作製された第１冷間圧延材に対して、５００℃以上６００℃以下の温度で４ｈ以下の加熱保持を行って第１熱処理材を作製する。この第１熱処理工程は、最初の圧延である第１冷間圧延後に行う熱処理であって、冷間圧延で銅合金組織に蓄積された歪を十分に開放するために行う熱処理である。従来の一般的な銅合金材の製造方法では、この段階の熱処理を比較的高温（たとえば７００℃以上９００℃以下）の加熱保持を行う。これに対して、この発明の第１熱処理工程では、比較的低温の５００℃以上６００℃以下の温度で４ｈ以下の加熱保持を行う。この比較的低温の加熱保持により、銅合金組織の歪を適度に解放する作用だけではなく、銅合金組織中にＦｅまたはＦｅとＰを含む化合物の粒子を適度に析出させる作用を得る。この段階で銅合金組織中に適度に分散析出された上記粒子は、最終的に得られる銅合金材の引張強さをより向上させるように作用する。

なお、第１熱処理工程における加熱保持の温度が過度に低い（５００℃未満）場合、銅合金組織の歪の解放が不十分になるだけでなく、銅合金組織中への上記粒子の析出が不十分になる。また、第１熱処理工程における加熱保持の温度が過度に高い（６００℃超）場合または加熱保持の時間が過度に長い（４ｈ超）場合、銅合金組織の歪の解放は十分になされるが、銅合金組織中に析出した上記粒子が過度に粗大化し、銅合金材の引張強さの向上を妨げるおそれがある。また、第１熱処理工程における加熱保持の温度が上記した比較的高温（たとえば７００℃以上９００℃以下）の場合、上記粒子の析出そのものが起こらないおそれがある。この観点で、第１熱処理工程では、第１冷間圧延材に対して５００℃以上６００℃以下の温度で４ｈ以下の加熱保持を行うものとし、好ましくは、歪の解放と上記粒子の析出のバランスの良い銅合金組織を得るために５５０℃以上６００℃以下の温度で４ｈ以下（好ましくは２ｈ以下）の加熱保持を行うものとする。

（５）第２冷間圧延工程
第２冷間圧延工程では、上記第１熱処理工程で作製された第１熱処理材を用いて、２０％以上９０％以下の圧延加工度で冷間圧延を行って第２冷間圧延材を作製する。この第２冷間圧延工程は、第１熱処理工程で作製された第１熱処理材の銅合金組織に転位を導入して適度に蓄積させるとともに、銅合金組織を適度に加工硬化させる工程である。銅合金組織を構成する結晶に導入された転位は、銅合金組織の析出強化を担う粒子を析出させるための起点として作用する。そのため、この段階で銅合金組織に転位を均等的に導入して適度に蓄積させておくことにより、次の第２熱処理工程で銅合金組織の析出強化を担う粒子を銅合金組織中に均等的に析出させることができる。その結果、最終的に得られる銅合金材の引張強さをより向上させることができる。

なお、第２冷間圧延工程における圧延加工度が過度に小さい（２０％未満）場合、銅合金組織への転位の導入と蓄積が不十分になり、次の第２熱処理工程において銅合金組織中に析出される粒子数が不足しやすい。また、第２冷間圧延工程における圧延加工度が過度に大きい（９０％超）場合、次の第２熱処理工程において銅合金組織中に析出される粒子が過度に大きく成長し、析出強化の効果が得られにくい場合がある。この観点で、第２冷間圧延工程では、上記第１熱処理工程で作製された第１熱処理材に対して２０％以上９０％以下の圧延加工度で冷間圧延を行うものとし、好ましくは、最終的に析出強化と加工硬化の相乗効果をバランス良く得るために４０％以上７５％以下の圧延加工度で冷間圧延を行うものとする。

（６）第２熱処理工程
第２熱処理工程では、上記第２冷間圧延工程で作製された第２冷間圧延材に対して、３８０℃以上４８０℃以下の温度で１ｈ以上１２ｈ以下の加熱保持を行って第２熱処理材を作製する。この第２熱処理工程は、上記した第２冷間圧延後に行う熱処理であって、冷間圧延で導入して蓄積された転位を利用し、析出強化を担う粒子を銅合金組織中に十分に分散析出させる時効処理の工程である。従来の一般的なＣｕ－Ｆｅ－Ｐ系の銅合金から成る銅合金材の製造方法の場合、時効処理の加熱保持はたとえば４００℃以上６００℃以下の温度で行われる。これに対して、この発明の第２熱処理工程では、比較的低温側の３８０℃以上４８０℃以下の温度で１ｈ以上１２ｈ以下の加熱保持を行う。この比較的低温側の加熱保持により、銅合金組織中に析出されるＦｅまたはＦｅとＰを含む化合物の粒子がより微細化されるとともに、より均一的に分散させることができる。その結果、銅合金組織に対する析出強化の効果を十分に得ることができる。また、この比較的低温側の加熱保持により、意図的に銅合金組織中の歪みの解放を不十分にすることで、第２冷間圧延工程までに得られた析出強化と加工硬化の相乗効果を十分に得ることができる。

なお、第２熱処理工程における加熱保持の温度が過度に低い（３８０℃未満）場合や加熱保持の時間が過度に短い（１ｈ未満）場合は、銅合金組織中への上記粒子の析出が不十分になり、最終的に得られる銅合金材の引張強さや導電率が不十分になる場合がある。また、第２熱処理工程における加熱保持の温度が過度に高い（４８０℃超）場合や加熱保持の時間が過度に長い（１２ｈ超）場合は、銅合金組織中に析出させた上記粒子が大きく成長して析出強化の効果が減少するとともに、銅合金組織中の歪の解放が意図した程度を超えて十分に進んでしまい、第２冷間圧延工程までに得られた析出強化と加工硬化の相乗効果が消失される。その結果、最終的に得られる銅合金材の引張強さが不十分になる場合がある。この観点で、第２熱処理工程では、第２冷間圧延材に対して３８０℃以上４８０℃以下の温度で１ｈ以上１２ｈ以下の加熱保持を行うものとし、好ましくは、歪の解放と上記粒子の析出のバランスの良い銅合金組織を得るために４００℃以上４６０℃以下の温度で１ｈ以上１２ｈ以下（好ましくは２ｈ以上８ｈ以下）の加熱保持を行うものとする。

（７）第３冷間圧延工程
第３冷間圧延工程では、上記第２熱処理工程で作製された第２熱処理材を用いて、６０％以上８０％以下の圧延加工度で冷間圧延を行って第３冷間圧延材を作製する。また、この工程で、最終的に所望する銅合金材の厚さ（製品厚さ）に調製することができる。この第３冷間圧延工程は、第２熱処理工程で作製された第２熱処理材の上記粒子が分散析出している銅合金組織に更に転位を導入して十分に蓄積させるとともに、銅合金組織を更に加工硬化させる工程である。これにより、第２熱処理工程までに得られた析出強化と加工硬化の相乗効果が十分に高まるため、最終的に得られる銅合金材の引張強さを十分に向上させることができる。

なお、第３冷間圧延工程における圧延加工度が過度に小さい（６０％未満）場合、銅合金組織が十分に加工硬化されず、析出強化と加工硬化の相乗効果が十分に高まらない場合がある。また、第３冷間圧延工程における圧延加工度が過度に大きい（８０％超）場合、銅合金組織中の歪みが過度に蓄積され、過剰に蓄積された歪が次の第３熱処理工程で意図した程度を超えて過度に解放され、最終的に得られる銅合金材の引張強さが十分に向上されない場合がある。この観点で、第３冷間圧延工程では、上記第２熱処理工程で作製された第２熱処理材に対して６０％以上８０％以下の圧延加工度で冷間圧延を行うものとし、好ましくは、最終的に析出強化と加工硬化の相乗効果をバランス良く得るために６５％以上７５％以下の圧延加工度で冷間圧延を行うものとする。

（８）第３熱処理工程
第３熱処理工程では、上記第３冷間圧延工程で作製された第３冷間圧延材に対して、２５０℃以上３８０℃以上の温度で４ｈ以下の加熱保持を行って、目的とする銅合金材を作製する。この工程の加熱保持は、保持時間が０ｈであってもよく、つまり、昇温して目標の保持温度に達したら直ちに降温に入ってもよい。この第３熱処理工程は、上記した第３冷間圧延で作製された第３冷間圧延材の銅合金組織中に蓄積された歪を適度に解放し、目的とする銅合金材の伸びや曲げ加工性などの機械的特性を向上させる工程である。従来の一般的なＣｕ－Ｆｅ－Ｐ系の銅合金から成る銅合金材の製造方法の場合、歪の解放を目的とする熱処理（焼鈍）の加熱保持はたとえば４００℃以上５００℃以下の温度で行われる。これに対して、この発明の第３熱処理工程では、これよりも低温側の２５０℃以上３８０℃以下の温度で４ｈ以下の加熱保持を行う。この従来よりも低温側で行う加熱保持により、圧延加工に起因する銅合金組織中の歪が適度に解放されながらも過度に解放されない状態とし、歪を適度に含む銅合金組織を得ることにより、目的とする銅合金材の引張強さの低下を最小限に抑制することができる。

なお、第３熱処理工程における加熱保持の温度が過度に低い（２５０℃未満）場合、第３冷間圧延材の銅合金組織中の歪の解放が不十分になり、目的とする銅合金材の伸びや曲げ加工性などの機械的特性が向上されない場合がある。また、第３熱処理工程における加熱保持の温度が過度に高い（３８０℃超）場合や加熱保持の時間が過度に長い（４ｈ超）場合は、第３冷間圧延材の銅合金組織中の歪の解放が過度になり、目的とする銅合金材の引張強さが得られない場合がある。この観点で、第３熱処理工程では、第３冷間圧延材に対して２５０℃以上３８０℃以下の温度で４ｈ以下の加熱保持を行うものとし、好ましくは、目的とする銅合金材の引張強さと伸びや曲げ加工性のバランスの良い銅合金組織を得るために２８０℃以上３５０℃以下の温度で１ｈ以下の加熱保持を行うものとする。

以上より、この発明によれば、Ｃ１９４０などのＣｕ－Ｆｅ－Ｚｎ－Ｐ系の銅合金から成る銅合金材と同様に上記した残留スマットの問題がなく、より高強度なＣ７０２５などのＣｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系の銅合金から成る銅合金材と略同等の導電性（導電率）と機械的強さ（引張強さ）を有する、銅合金材および銅合金材の製造方法を提供することができる。

この発明に係る銅合金材および銅合金材の製造方法の有効性について、実際の評価結果を挙げて、説明する。初めに、表１に、試料１～２９（本発明例、比較例）の銅合金材の組成（添加元素）、主な製造条件、および機械的特性などの情報を纏めて示す。また、参考例として、試料３０、３１の銅合金材を併記する。なお、試料１～２９では、意図的にＭｎを添加していない。また、試料１～２９の添加元素以外の残部はＣｕおよび不純物元素と解してよく、０．０１％未満の不純物元素（Ａｇ、Ｐｂ、ＮｉおよびＳなど）は記載を略している。

表１に示す試料１の銅合金材は、２．２質量％のＦｅと、０．０３質量％のＰと、０．１２質量％のＺｎと、０．６０質量％のＳｎとを含有し、残部がＣｕおよび不純物元素から成る。この銅合金材は、下記（１）から（８）の工程を経て、作製されたものである。
（１）溶解鋳造工程において、高周波溶解炉を用いて、無酸素銅から成る溶解母材に所定の添加元素を含む添加材などを加えて窒素雰囲気下で溶解し、成分調整後に鋳造し、約２５ｍｍの厚さ、約３０ｍｍの幅、約１５０ｍｍの長さの銅合金鋳造材を作製した。
（２）熱間圧延工程において、銅合金鋳造材を約９５０℃の温度に加熱した状態で熱間圧延し、約８ｍｍの厚さの熱間圧延材を作製した。
（３）第１冷間圧延工程において、熱間圧延材を合計で約８３％の圧延加工度になるように冷間圧延し、約１．４ｍｍの厚さの第１冷間圧延材を作製した。
（４）第１熱処理工程において、第１冷間圧延材に対して約５８０℃の温度で約３分の加熱保持を行って、第１熱処理材を作製した。
（５）第２冷間圧延工程において、第１熱処理材を合計で約６４％の圧延加工度になるように冷間圧延し、約０．５ｍｍの厚さの第２冷間圧延材を作製した。この場合、第１冷間圧延工程と第２冷間圧延工程による合計の圧延加工度は約９４％になる。
（６）第２熱処理工程において、第２冷間圧延材に対して約４５０℃の温度で約４ｈの加熱保持を行って、第２熱処理材を作製した。
（７）第３冷間圧延工程において、第２熱処理材を合計で約７０％の圧延加工度になるように冷間圧延し、約０．１５ｍｍの厚さの第３冷間圧延材を作製した。この場合、第２冷間圧延工程と第３冷間圧延工程による合計の圧延加工度は約８９％になり、第１冷間圧延工程と第２冷間圧延工程と第３冷間圧延工程による合計の圧延加工度は約９８％になる。
（８）第３熱処理工程において、第３冷間圧延材に対して約３５０℃の温度で約１分の加熱保持を行って、最終的に約０．１５ｍｍの厚さの試料１の銅合金材を得た。試料１の銅合金材は本発明例である。

表１に示す試料２の銅合金材は、試料１の銅合金材の製造工程において、第２熱処理工程の加熱保持を約４２０℃の温度に設定した以外は、試料１の銅合金材と実質同等の製造工程を経て、最終的に試料１の銅合金材と同等の厚さを有するように作製されたものである。試料２の銅合金材は本発明例である。

表１に示す試料３の銅合金材は、試料１の銅合金材の製造工程において、第２熱処理工程の加熱保持を約４２０℃の温度に設定し、第３熱処理工程の加熱保持を約２８０℃の温度に設定した以外は、試料１の銅合金材と実質同等の製造工程を経て、最終的に試料１の銅合金材と同等の厚さを有するように作製されたものである。試料３の銅合金材は本発明例である。

表１に示す試料４の銅合金材は、試料１の銅合金材の製造工程において、溶解鋳造工程の成分調整で最終的に得られる銅合金材に含有されるＳｎが約０．３０質量％になるようにした以外は、試料１の銅合金材と実質同等の製造工程を経て、最終的に試料１の銅合金材と同等の厚さを有するように作製されたものである。試料４の銅合金材は本発明例である。

表１に示す試料５の銅合金材は、試料１の銅合金材の製造工程において、第１熱処理工程の加熱保持を約５５０℃の温度に設定し、第２冷間圧延工程の圧延加工度を約７３％に設定し、第２熱処理工程の加熱保持を約４２０℃の温度に設定し、第３冷間圧延工程の圧延加工度を約６０％に設定した以外は、試料１の銅合金材と実質同等の製造工程を経て、最終的に試料１の銅合金材と同等の厚さを有するように作製されたものである。この場合、第２冷間圧延工程と第３冷間圧延工程による合計の圧延加工度は約８９％になる。試料５の銅合金材は本発明例である。

表１に示す試料６の銅合金材は、試料１の銅合金材の製造工程において、第１熱処理工程の加熱保持を約５５０℃の温度に設定し、第２冷間圧延工程の圧延加工度を約４６％に設定し、第３冷間圧延工程の圧延加工度を約８０％に設定した以外は、試料１の銅合金材と実質同等の製造工程を経て、最終的に試料１の銅合金材と同等の厚さを有するように作製されたものである。この場合、第２冷間圧延工程と第３冷間圧延工程による合計の圧延加工度は約８９％になる。試料６の銅合金材は本発明例である。

表１に示す試料７の銅合金材は、試料１の銅合金材の製造工程において、第２冷間圧延工程の圧延加工度を約７３％に設定し、第２熱処理工程の加熱保持を約４２０℃の温度に設定し、第３冷間圧延工程の圧延加工度を約６０％に設定した以外は、試料１の銅合金材と実質同等の製造工程を経て、最終的に試料１の銅合金材と同等の厚さを有するように作製されたものである。試料７の銅合金材は本発明例である。

表１に示す試料８の銅合金材は、試料１の銅合金材の製造工程において、第１熱処理工程の加熱保持を約６００℃の温度に設定し、第２冷間圧延工程の圧延加工度を約７３％に設定し、第２熱処理工程の加熱保持を約４２０℃の温度に設定し、第３冷間圧延工程の圧延加工度を約６０％に設定した以外は、試料１の銅合金材と実質同等の製造工程を経て、最終的に試料１の銅合金材と同等の厚さを有するように作製されたものである。試料８の銅合金材は本発明例である。

表１に示す試料９の銅合金材は、試料１の銅合金材の製造工程において、第１熱処理工程の加熱保持を約６００℃の温度に設定し、第２冷間圧延工程の圧延加工度を約４６％に設定し、第３冷間圧延工程の圧延加工度を約８０％に設定した以外は、試料１の銅合金材と実質同等の製造工程を経て、最終的に試料１の銅合金材と同等の厚さを有するように作製されたものである。試料９の銅合金材は本発明例である。

表１に示す試料１０の銅合金材は、試料１の銅合金材の製造工程において、溶解鋳造工程の成分調整で最終的に得られる銅合金材に含有されるＦｅが約１．５０質量％になるようにした以外は、試料１の銅合金材と実質同等の製造工程を経て、最終的に試料１の銅合金材と同等の厚さを有するように作製されたものである。試料１０の銅合金材はＦｅ含有率がこの発明の範囲外となる比較例である。

表１に示す試料１１の銅合金材は、試料１の銅合金材の製造工程において、溶解鋳造工程の成分調整で最終的に得られる銅合金材に含有されるＦｅが約２．８０質量％になるようにした以外は、試料１の銅合金材と実質同等の製造工程を経て、最終的に試料１の銅合金材と同等の厚さを有するように作製されたものである。試料１１の銅合金材は比較例であり、Ｆｅ含有率がこの発明の範囲外となる。

表１に示す試料１２の銅合金材は、試料１の銅合金材の製造工程において、溶解鋳造工程の成分調整で最終的に得られる銅合金材に含有されるＰが約０．２２質量％になるようにした以外は、試料１の銅合金材と実質同等の製造工程を経て、最終的に試料１の銅合金材と同等の厚さを有するように作製されたものである。試料１２の銅合金材は本発明例である。

表１に示す試料１３の銅合金材は、試料１の銅合金材の製造工程において、溶解鋳造工程の成分調整で最終的に得られる銅合金材に含有されるＺｎが約０．４０質量％になるようにした以外は、試料１の銅合金材と実質同等の製造工程を経て、最終的に試料１の銅合金材と同等の厚さを有するように作製されたものである。試料１３の銅合金材は比較例であり、Ｚｎ含有率がこの発明の範囲外となる。

表１に示す試料１４の銅合金材は、試料１の銅合金材の製造工程において、溶解鋳造工程の成分調整で最終的に得られる銅合金材に含有されるＳｎが約０．２０質量％になるようにした以外は、試料１の銅合金材と実質同等の製造工程を経て、最終的に試料１の銅合金材と同等の厚さを有するように作製されたものである。試料１４の銅合金材は比較例であり、Ｓｎ含有率がこの発明の範囲外となる。

表１に示す試料１５の銅合金材は、試料１の銅合金材の製造工程において、溶解鋳造工程の成分調整で最終的に得られる銅合金材に含有されるＳｎが約０．９０質量％になるようにした以外は、試料１の銅合金材と実質同等の製造工程を経て、最終的に試料１の銅合金材と同等の厚さを有するように作製されたものである。試料１５の銅合金材は比較例であり、Ｓｎ含有率がこの発明の範囲外となる。

表１に示す試料１６の銅合金材は、試料１の銅合金材の製造工程において、溶解鋳造工程の成分調整で最終的に得られる銅合金材に含有されるＳｎが約０．３０質量％になるようにし、第１熱処理工程の加熱保持を約４５０℃の温度に設定した以外は、試料１の銅合金材と実質同等の製造工程を経て、最終的に試料１の銅合金材と同等の厚さを有するように作製されたものである。試料１６の銅合金材は比較例であり、第１熱処理工程がこの発明の範囲外となる。

表１に示す試料１７の銅合金材は、試料１の銅合金材の製造工程において、第１熱処理工程の加熱保持を約６５０℃の温度に設定した以外は、試料１の銅合金材と実質同等の製造工程を経て、最終的に試料１の銅合金材と同等の厚さを有するように作製されたものである。試料１７の銅合金材は比較例であり、第１熱処理工程がこの発明の範囲外となる。

表１に示す試料１８の銅合金材は、試料１の銅合金材の製造工程において、第１熱処理工程の加熱保持を約５ｈの時間に設定した以外は、試料１の銅合金材と実質同等の製造工程を経て、最終的に試料１の銅合金材と同等の厚さを有するように作製されたものである。試料１８の銅合金材は比較例であり、第１熱処理工程がこの発明の範囲外となる。

表１に示す試料１９の銅合金材は、試料１の銅合金材の製造工程において、第２冷間圧延工程の圧延加工度を約１７％に設定し、第３冷間圧延工程の圧延加工度を約８０％に設定した以外は、試料１の銅合金材と実質同等の製造工程を経て、最終的に試料１の銅合金材と同等の厚さを有するように作製されたものである。この場合、第２冷間圧延工程と第３冷間圧延工程による合計の圧延加工度は約８３％になる。試料１９の銅合金材は比較例であり、第２冷間圧延工程がこの発明の範囲外となる。

表１に示す試料２０の銅合金材は、試料１の銅合金材の製造工程において、第２冷間圧延工程の圧延加工度を約９１％に設定し、第３冷間圧延工程の圧延加工度を約６０％に設定した以外は、試料１の銅合金材と実質同等の製造工程を経て、最終的に試料１の銅合金材と同等の厚さを有するように作製されたものである。この場合、第２冷間圧延工程と第３冷間圧延工程による合計の圧延加工度は約９６％になる。試料２０の銅合金材は比較例であり、第２冷間圧延工程がこの発明の範囲外となる。

表１に示す試料２１の銅合金材は、試料１の銅合金材の製造工程において、第２熱処理工程の加熱保持を約３５０℃の温度に設定した以外は、試料１の銅合金材と実質同等の製造工程を経て、最終的に試料１の銅合金材と同等の厚さを有するように作製されたものである。試料２１の銅合金材は比較例であり、第２熱処理工程がこの発明の範囲外となる。

表１に示す試料２２の銅合金材は、試料１の銅合金材の製造工程において、第２熱処理工程の加熱保持を約５００℃の温度に設定した以外は、試料１の銅合金材と実質同等の製造工程を経て、最終的に試料１の銅合金材と同等の厚さを有するように作製されたものである。試料２２の銅合金材は比較例であり、第２熱処理工程がこの発明の範囲外となる。

表１に示す試料２３の銅合金材は、試料１の銅合金材の製造工程において、第２熱処理工程の加熱保持を約４２０℃の温度で約０．５ｈの時間に設定した以外は、試料１の銅合金材と実質同等の製造工程を経て、最終的に試料１の銅合金材と同等の厚さを有するように作製されたものである。試料２３の銅合金材は比較例であり、第２熱処理工程がこの発明の範囲外となる。

表１に示す試料２４の銅合金材は、試料１の銅合金材の製造工程において、第２熱処理工程の加熱保持を約４５０℃の温度で約２０ｈの時間に設定した以外は、試料１の銅合金材と実質同等の製造工程を経て、最終的に試料１の銅合金材と同等の厚さを有するように作製されたものである。試料２４の銅合金材は比較例であり、第２熱処理工程がこの発明の範囲外となる。

表１に示す試料２５の銅合金材は、試料１の銅合金材の製造工程において、第２冷間圧延工程の圧延加工度を約７９％に設定し、第３冷間圧延工程の圧延加工度を約５０％に設定した以外は、試料１の銅合金材と実質同等の製造工程を経て、最終的に試料１の銅合金材と同等の厚さを有するように作製されたものである。この場合、第２冷間圧延工程と第３冷間圧延工程による合計の圧延加工度は約９０％になる。試料２５の銅合金材は比較例であり、第３冷間圧延工程がこの発明の範囲外となる。

表１に示す試料２６の銅合金材は、試料１の銅合金材の製造工程において、第２冷間圧延工程の圧延加工度を約２８％に設定し、第３冷間圧延工程の圧延加工度を約８５％に設定した以外は、試料１の銅合金材と実質同等の製造工程を経て、最終的に試料１の銅合金材と同等の厚さを有するように作製されたものである。この場合、第２冷間圧延工程と第３冷間圧延工程による合計の圧延加工度は約８９％になる。試料２６の銅合金材は比較例であり、第３冷間圧延工程がこの発明の範囲外となる。

表１に示す試料２７の銅合金材は、試料１の銅合金材の製造工程において、第３熱処理工程の加熱保持を約２００℃の温度に設定した以外は、試料１の銅合金材と実質同等の製造工程を経て、最終的に試料１の銅合金材と同等の厚さを有するように作製されたものである。試料２７の銅合金材は比較例であり、第３熱処理工程がこの発明の範囲外となる。

表１に示す試料２８の銅合金材は、試料１の銅合金材の製造工程において、第３熱処理工程の加熱保持を約４００℃の温度に設定した以外は、試料１の銅合金材と実質同等の製造工程を経て、最終的に試料１の銅合金材と同等の厚さを有するように作製されたものである。試料２８の銅合金材は比較例であり、第３熱処理工程がこの発明の範囲外となる。

表１に示す試料２９の銅合金材は、試料１の銅合金材の製造工程において、第３熱処理工程の加熱保持を約５ｈの時間に設定した以外は、試料１の銅合金材と実質同等の製造工程を経て、最終的に試料１の銅合金材と同等の厚さを有するように作製されたものである。試料２９の銅合金材は比較例であり、第３熱処理工程がこの発明の範囲外となる。

表１に示す試料３０の銅合金材は、Ｃ１９４０相当の組成（Ｃｕ－２．２質量％Ｆｅ－０．０３質量％Ｐ－０．１２質量％Ｚｎ）を有し、質別がＥＳＨで、試料１の銅合金材と同等の厚さを有する市販材である。試料３０の銅合金材は参考例である。

表１に示す試料３１の銅合金材は、Ｃ７０２５相当の組成（Ｃｕ－３質量％Ｎｉ－０．６５質量％Ｓｉ－０．１５質量％Ｍｇ）を有し、質別が１／２・Ｈで、試料１の銅合金材と同等の厚さを有する市販材である。試料３１の銅合金材は参考例である。

上記した試料１～３１の銅合金材の特性等について、表１に示すように、引張強さ、導電率、曲げ加工性および残留スマットの有無に着目し、実際に確認して評価した。具体的に、銅合金材の引張強さは、常温環境下（約２０℃）において、金属材料引張試験方法を規定するＪＩＳ－Ｚ２２４１：２０１１に準拠して測定した。また、銅合金材の導電率は、常温環境下（約２０℃）において、非鉄金属材料の導電率測定方法を規定するＪＩＳ－Ｚ０５０５：１９７５に準拠して測定した。また、銅合金材の曲げ加工性は、常温環境下（約２０℃）において、ＪＩＳ－Ｈ３１１０：２０１８で曲げ試験として採用されているＷ曲げ試験で評価した。具体的には、被試験体（銅合金材）を０．１５ｍｍの曲げ半径（内側半径）で曲げたとき、試験体の曲げの外側面に割れが確認されなかった場合を「優」とし、微細であっても割れが確認された場合を「劣」とした。また、残留スマットの有無は、被試験体（銅合金材）を前処理し、化学研磨液中に約１分間浸漬し、水洗し、乾燥させた被試験体の表面を観察して確認した。このとき、化学研磨液は、約２０質量％の硫酸と約８質量％の過酸化水素とを含む酸性水溶液とし、約４０℃に保温した。化学研磨液に浸漬する被試験体の表面積は、約２０００ｍｍ^２（幅２０ｍｍで長さ５０ｍｍの表裏面）とした。被試験体の前処理は、エタノール脱脂、アルカリ電解脱脂、濃度５％の硫酸水溶液に浸漬（中和）、水洗、乾燥の順に行った。

なお、表１に示す参考例に関し、試料３０の銅合金材は、引張強さが５４０ＭＰａとなり、６２０ＭＰａ未満であった。導電率は６３．０％ＩＡＣＳとなり、４０．０％ＩＡＣＳ以上であった。曲げ加工性は「優」となり、残留スマットは「無」となった。また、試料３１の銅合金材は、引張強さが６５０ＭＰａとなり、６２０ＭＰａ以上であった。導電率は４５．０％ＩＡＣＳとなり、４０．０％ＩＡＣＳ以上であった。曲げ加工性は「優」となり、残留スマットは「有」となった。

＜Ｆｅの影響＞
表２（表１から抽出）に示す試料１、１０および１１の銅合金材は、溶解鋳造工程の成分調整で最終的に得られる銅合金材のＦｅ含有率を異ならせるようにした以外は、実質同等の製造工程を経て、実質同等の厚さを有するように作製されたものである。具体的に、Ｆｅ含有率は、試料１は２．２０％であるため、この発明で規定する１．６％以上２．６％以下の範囲内である。これに対して、試料１０はより小さい１．５０質量％であり、試料１１はより大きい２．８０％であるため、上記の範囲外である。

表２に示すように、引張強さは、試料１が６７０ＭＰａとなり、試料１１が６７２ＭＰａとなり、いずれも６２０ＭＰａ以上となった。これに対して、試料１０は５７５ＭＰａとなり、６２０ＭＰａ未満となった。また、導電率は、試料１が４８．２％ＩＡＣＳとなり、試料１０が５６．３％ＩＡＣＳとなり、いずれも４０．０％ＩＡＣＳ以上となった。これに対して、試料１１は３８．８％ＩＡＣＳとなり、４０．０％ＩＡＣＳ未満となった。また、曲げ加工性は、試料１、１０の「優」に対して、試料１１は「劣」となった。また、残留スマットは、試料１、１０および１１のいずれも「無」となった。

Ｆｅ含有率を異ならせた試料１、１０および１１の銅合金材の比較評価により、Ｆｅ含有率が小さくなって上記の範囲外になると、銅合金材の引張強さが低下して６２０ＭＰａに達しないことが判明した。また、Ｆｅ含有率が大きくなって上記の範囲外になると、銅合金材の導電率が低下して４０．０％ＩＡＣＳに達しないことが判明した。また、Ｆｅ含有率は、銅合金材の曲げ加工性や残留スマットに影響を及ぼしにくいことが判明した。したがって、残留スマットが無く、６２０ＭＰａ以上の引張強さを有し、４０．０％ＩＡＣＳ以上の導電率を有し、加えて、良好な曲げ加工性を有する観点で、実用上、１．６％以上２．６％以下のＦｅを含有する銅合金材は、有効である。

＜Ｐの影響＞
表３（表１から抽出）に示す試料１、１２の銅合金材は、溶解鋳造工程の成分調整で最終的に得られる銅合金材のＰ含有率を異ならせるようにした以外は、実質同等の製造工程を経て、実質同等の厚さを有するように作製されたものである。具体的に、Ｐ含有率は、試料１は０．０３％であるため、この発明で規定する０．０１％以上０．３％以下の範囲内である。また、試料１２は試料１よりも大きい０．２２質量％であり、上記の範囲内であるが、発明者がより好ましいと考える０．０１％以上０．２０％以下の範囲外である。

表３に示すように、引張強さは、試料１、１２ともに６２０ＭＰａ以上となり、試料１２は試料１（６７０ＭＰａ）よりも大きい６７５ＭＰａとなった。また、導電率は、試料１、１２ともに４０．０％ＩＡＣＳ以上となり、試料１２は試料１（４８．２％ＩＡＣＳ）よりも大きい４８．８％ＩＡＣＳとなった。また、曲げ加工性は、試料１の「優」に対して、試料１２は「劣」となった。また、残留スマットは、試料１、１２ともに「無」となった。

Ｐ含有率を異ならせた試料１、１２の銅合金材の比較評価により、Ｐ含有率は、銅合金材の引張強さや導電率に影響を及ぼしにくいことが判明した。また、Ｐ含有率が大きくなると、銅合金材の曲げ加工性が劣化する傾向があることが判明した。また、Ｐ含有率は、銅合金材の残留スマットに影響を及ぼしにくいことが判明した。したがって、残留スマットが無く、６２０ＭＰａ以上の引張強さを有し、４０．０％ＩＡＣＳ以上の導電率を有する観点で、実用上、この発明で規定する０．０１％以上０．３％以下のＰを含有する銅合金材は、有効である。加えて、良好な曲げ加工性を有する観点で、実用上、０．０１％以上０．２０％以下のＰを含有する銅合金材は、有効である。

＜Ｚｎの影響＞
表４（表１から抽出）に示す試料１、１３の銅合金材は、溶解鋳造工程の成分調整で最終的に得られる銅合金材のＺｎ含有率を異ならせるようにした以外は、実質同等の製造工程を経て、実質同等の厚さを有するように作製されたものである。具体的に、Ｚｎ含有率は、試料１は０．１２％であるため、この発明で規定する０．０１％以上０．３％以下の範囲内である。これに対して、試料１３はより大きい０．４０％であるため、上記の範囲外である。

表４に示すように、引張強さは、試料１、１２ともに６２０ＭＰａ以上となり、試料１３は試料１（６７０ＭＰａ）よりも大きい６７４ＭＰａとなった。また、導電率は、４０．０％ＩＡＣＳ以上となった試料１（４８．２％ＩＡＣＳ）に対して、試料１３は３９．２％ＩＡＣＳとなり、４０．０％ＩＡＣＳ未満となった。また、曲げ加工性は、試料１の「優」に対して、試料１３は「劣」となった。また、残留スマットは、試料１、１３ともに「無」となった。

Ｚｎ含有率を異ならせた試料１、１３の銅合金材の比較評価により、Ｚｎ含有率が大きくなって上記の範囲外になると、銅合金材の導電率が低下して４０．０％ＩＡＣＳに達しないとともに、銅合金材の曲げ加工性が劣化する傾向があることが判明した。また、Ｚｎ含有率は、銅合金材の引張強さや残留スマットに影響を及ぼしにくいことが判明した。したがって、残留スマットが無く、６２０ＭＰａ以上の引張強さを有し、４０．０％ＩＡＣＳ以上の導電率を有し、加えて、良好な曲げ加工性を有する観点で、実用上、０．０１％以上０．３％以下のＺｎを含有する銅合金材は、有効である。

＜Ｓｎの影響＞
表５（表１から抽出）に示す試料１、４、１４および１５の銅合金材は、溶解鋳造工程の成分調整で最終的に得られる銅合金材のＳｎ含有率を異ならせるようにした以外は、実質同等の製造工程を経て、実質同等の厚さを有するように作製されたものである。具体的に、Ｓｎ含有率は、試料１は０．６０％であり、試料１３は０．３０％であるため、この発明で規定する０．３％以上０．８％以下の範囲内である。これに対して、試料４はより小さい０．２０質量％であり、試料１４はより大きい０．９０％であるため、上記の範囲外である。

表５に示すように、引張強さは、試料１、４および１５が６２０ＭＰａ以上となり、試料１４が６２０ＭＰａ未満となった。具体的に、試料１（６７０ＭＰａ）の引張強さに対して、試料４は６２４ＭＰａで小さくなり、試料１４は６０４ＭＰａでさらに小さくなったが、試料１５は６９０ＭＰａでより大きくなった。また、導電率は、試料１、４および１４が４０．０％ＩＡＣＳ以上となり、試料１５が４０．０％ＩＡＣＳ未満となった。具体的に、試料１（４８．２％ＩＡＣＳ）の導電率に対して、試料４は５１．０％ＩＡＣＳでより大きくなり、試料１４は５５．０％ＩＡＣＳでより一層大きくなったが、試料１５は３９．８％ＩＡＣＳでより小さくなった。また、曲げ加工性は、試料１、４および１４の「優」に対して、試料１５は「劣」となった。また、残留スマットは、試料１、４、１４および１５ともに「無」となった。

Ｓｎ含有率を異ならせた試料１、４、１４および１５の銅合金材の比較評価により、Ｓｎ含有率が小さくなると、銅合金材の引張強さが低下する傾向があることが判明した。また、Ｓｎ含有率がさらに小さくなって上記の範囲外になると、銅合金材の引張強さが６２０ＭＰａに達しないことが判明した。また、試料１、４の銅合金材の比較評価により、銅合金材が０．３％を超えるＳｎを含有していると、６２５ＭＰａ以上の引張強さが得られることが判明した。また、Ｓｎ含有率が小さくなると、銅合金材の導電率が大きくなる傾向があることが判明した。また、Ｓｎ含有率が大きくなって上記の範囲外になると、銅合金材の導電率がさらに低下して４０．０％ＩＡＣＳに達しないことが判明した。また、Ｓｎ含有率が大きくなると、銅合金材の曲げ加工性が劣化する傾向があることが判明した。また、Ｓｎ含有率は、残留スマットに影響を及ぼしにくいことが判明した。したがって、残留スマットが無く、６２０ＭＰａ以上の引張強さを有し、４０．０％ＩＡＣＳ以上の導電率を有し、加えて、良好な曲げ加工性を有する観点で、実用上、０．３％以上０．８％以下のＳｎを含有する銅合金材は、有効である。

＜第１熱処理工程の影響＞
表６（表１から抽出）に示す試料１、４、１６、１７および１８の銅合金材に着目し、第１熱処理工程の影響について説明する。試料１、１６、１７および１８の銅合金材は、第１熱処理工程の加熱保持条件を異ならせるようにした以外は、実質同等の製造工程を経て、実質同等の厚さを有するように作製されたものである。また、試料１、１７および１８の銅合金材はＳｎ含有率が０．６０％となるように成分調整されたものであり、試料４、１６の銅合金材は０．３０％になるように成分調整されたものである。具体的に、第１熱処理工程の加熱保持条件は、試料１、４は５８０℃で約３分であるため、この発明で規定する５００℃以上６００℃以下で４ｈ以下の範囲内である。これに対して、試料１６はより低温の４５０℃であり、試料１７はより高温の６５０℃であるため、保持時間は試料１、４と同等であるが、上記の範囲外である。また、試料１８はより長時間の約５ｈであるため、保持温度は試料１、４と同等であるが、上記の範囲外である。

表６に示すように、引張強さは、６２０ＭＰａ以上である試料１（６７０ＭＰａ）に対して、試料４はＳｎ含有率が試料１よりも小さいことに起因して６２４ＭＰａと小さくなったが、６２０ＭＰａ以上であった。これに対して、低温の保持として上記の範囲外とした試料１６は６１０ＭＰａとなり、高温の保持として上記の範囲外とした試料１７は５９６ＭＰａとなり、長時間の保持として上記の範囲外とした試料１８は６１２ＭＰａとなり、これらのいずれもが６２０ＭＰａ未満となった。また、導電率は、４０．０％ＩＡＣＳ以上である試料１（４８．２％ＩＡＣＳ）に対して、試料４、１８は５１．０％ＩＡＣＳとなり、試料１６は５０．５％ＩＡＣＳとなり、試料１７は５１．８％ＩＡＣＳとなり、これらのいずれもが試料１よりも大きくなった。また、曲げ加工性は、試料１、１６、１７および１８ともに「優」となった。また、残留スマットは、試料１、１６、１７および１８ともに「無」となった。

第１熱処理工程の加熱保持温度を異ならせた試料１、１７の銅合金材の比較評価および試料４、１６の銅合金材の比較評価により、第１熱処理工程の加熱保持が高温または低温になって上記の範囲外になると、銅合金材の引張強さが低下して６２０ＭＰａに達しない傾向があることが判明した。また、試料１、１８の銅合金材の比較評価により、第１熱処理工程の加熱保持が長時間になって上記の範囲外になると、銅合金材の引張強さが低下して６２０ＭＰａに達しない傾向があることが判明した。また、試料１、４、１６、１７および１８の銅合金材の比較評価により、第１熱処理工程の加熱保持条件は、銅合金材の導電率や曲げ加工性や残留スマットに影響を及ぼしにくいことが判明した。したがって、残留スマットが無く、６２０ＭＰａ以上の引張強さを有し、４０．０％ＩＡＣＳ以上の導電率を有し、加えて、良好な曲げ加工性を有する観点で、実用上、第１冷間圧延材に対して５００℃以上６００℃以下の温度で４ｈ以下の加熱保持を行って第１熱処理材を作製する第１熱処理工程は、有効である。

＜第２冷間圧延工程の圧延加工度の影響＞
表７（表１から抽出）に示す試料１、６、１９および２０の銅合金材に着目し、第２冷間圧延工程の影響について説明する。試料１、６、１９および３０の銅合金材は、第２冷間圧延工程の圧延加工度を異ならせるようにした以外は、実質同等の製造工程を経て、実質同等の厚さを有するように作製されたものである。具体的に、第２冷間圧延工程の圧延加工度は、試料１は６４％であり、試料６は４６％であるため、この発明で規定する２０％以上９０％以下の範囲内である。これに対して、試料１９は１７％であり、試料２０は９１％であるため、上記の範囲外である。

表７に示すように、引張強さは、６２０ＭＰａ以上である試料１（６７０ＭＰａ）に対して、圧延加工度を小さくした試料６は６５４ＭＰａと小さくなり、圧延加工度を小さくして上記の範囲外とした試料１９は６２４ＭＰａと更に小さくなったが、これらのいずれもが６２０ＭＰａ以上であった。これに対して、圧延加工度を大きくして上記の範囲外とした試料２０は６１０ＭＰａとより一層小さくなり、６２０ＭＰａ未満となった。また、導電率は、４０．０％ＩＡＣＳ以上である試料１（４８．２％ＩＡＣＳ）に対して、圧延加工度を大きくして上記の範囲外とした試料２０は、４８．８％ＩＡＣＳで同程度であった。これに対して、圧延加工度を小さくした試料６は、４５．８％ＩＡＣＳと小さくなった。また、圧延加工度を更に小さくして上記の範囲外とした試料１９は、３９．６％ＩＡＣＳと更に小さくなって、４０．０％ＩＡＣＳ未満となった。また、曲げ加工性は、試料１、６、１９および２０ともに「優」となった。また、残留スマットは、試料１、６、１９および２０ともに「無」となった。

第２冷間圧延工程の圧延加工度を異ならせた試料１、６および１９の銅合金材の比較評価により、第２冷間圧延工程の圧延加工度が小さくなると銅合金材の引張強さが低下する傾向があることが判明した。また、試料１、６、１９および２０の銅合金材の比較評価により、第２冷間圧延工程の圧延加工度が過大になって上記の範囲外になると、銅合金材の引張強さが低下して６２０ＭＰａに達しないことが判明した。また、試料１、６、１９および２０の銅合金材の比較評価により、第２冷間圧延工程の圧延加工度は、過大になって上記の範囲外になっても銅合金材の導電率に影響を及ぼしにくく、過小になって上記の範囲外になると銅合金材の導電率が低下して４０．０％ＩＡＣＳに達しないことが判明した。また、試料１、６、１９および２０の銅合金材の比較評価により、第２冷間圧延工程の圧延加工度は、銅合金材の曲げ加工性や残留スマットに影響を及ぼしにくいことが判明した。したがって、残留スマットが無く、６２０ＭＰａ以上の引張強さを有し、４０．０％ＩＡＣＳ以上の導電率を有し、加えて、良好な曲げ加工性を有する観点で、実用上、第１熱処理材を用いて２０％以上９０％以下の圧延加工度で冷間圧延を行って第２冷間圧延材を作製する第２冷間圧延工程は、有効である。

＜第２熱処理工程の加熱保持条件の影響＞
表８（表１から抽出）に示す試料１、２１、２２、２３および２４の銅合金材に着目し、第２熱処理工程の影響について説明する。試料１、２１、２２、２３および２４の銅合金材は、第２熱処理工程の加熱保持条件を異ならせるようにした以外は、実質同等の製造工程を経て、実質同等の厚さを有するように作製されたものである。具体的に、第２熱処理工程の加熱保持条件は、試料１は４５０℃で約４ｈであるため、この発明で規定する３８０℃以上４８０℃以下で１ｈ以上１２ｈ以下の範囲内である。これに対して、試料２１はより低温の３５０℃であり、試料２２はより高温の５００℃であるため、保持時間は試料１と同等であるが、上記の範囲外である。また、試料２３はより短時間の約０．５ｈであり、試料２４はより長時間の約２０ｈであるため、保持温度は上記の範囲内であるが、保持時間は上記の範囲外である。

表８に示すように、引張強さは、６２０ＭＰａ以上である試料１（６７０ＭＰａ）に対して、低温または高温の保持として上記の範囲外とした試料２１（６０６ＭＰａ）と試料２２（５７５ＭＰａ）、および、短時間または長時間の保持として上記の範囲外とした試料２３（５９８ＭＰａ）と試料２４（６０２ＭＰａ）のいずれもが小さくなり、６２０ＭＰａ未満となった。また、導電率は、４０．０％ＩＡＣＳ以上である試料１（４８．２％ＩＡＣＳ）に対して、低温の保持として上記の範囲外とした試料２１（３８．０％ＩＡＣＳ）と短時間の保持として上記の範囲外とした試料２３（３９．７％ＩＡＣＳ）のいずれもが小さくなり、４０．０％ＩＡＣＳ未満となった。また、導電率は、高温の保持として上記の範囲外とした試料２２（５０．５％ＩＡＣＳ）と長時間の保持として上記の範囲外とした試料２４（５２．０％ＩＡＣＳ）のいずれもが大きくなった。また、曲げ加工性は、試料１、２１、２２、２３および２４ともに「優」となった。また、残留スマットは、試料１、２１、２２、２３および２４ともに「無」となった。

第２熱処理工程の加熱保持温度を異ならせた試料１、２１、２２、２３および２４の銅合金材の比較評価により、第２熱処理工程の加熱保持が高温または低温になって上記の範囲外になると、銅合金材の引張強さが低下して６２０ＭＰａに達しない傾向があることが判明した。また、試料１、２１および２３の銅合金材の比較評価により、第２熱処理工程の加熱保持が低温または短時間になって上記の範囲外になると、銅合金材の導電率が小さくなって４０．０％ＩＡＣＳに達しない傾向があることが判明した。また、試料１、２２および２４の銅合金材の比較評価により、第２熱処理工程の加熱保持が高温または長時間になると、銅合金材の導電率が大きくなる傾向があることが判明した。また、試料１、２１、２２、２３および２４の銅合金材の比較評価により、第２熱処理工程の加熱保持条件は、銅合金材の曲げ加工性や残留スマットに影響を及ぼしにくいことが判明した。したがって、残留スマットが無く、６２０ＭＰａ以上の引張強さを有し、４０．０％ＩＡＣＳ以上の導電率を有し、加えて、良好な曲げ加工性を有する観点で、実用上、第２冷間圧延材に対して３８０℃以上４８０℃以下の温度で１ｈ以上１２ｈ以下の加熱保持を行って第２熱処理材を作製する第２熱処理工程は、有効である。

＜第３冷間圧延の圧延加工度の影響＞
表９（表１から抽出）に示す試料１、２５および２６の銅合金材に着目し、第３冷間圧延工程の影響について説明する。試料１、２５および２６の銅合金材は、第３冷間圧延工程の圧延加工度を異ならせるようにした以外は、実質同等の製造工程を経て、実質同等の厚さを有するように作製されたものである。具体的に、第３冷間圧延工程の圧延加工度は、試料１は７０％であるため、この発明で規定する６０％以上８０％以下の範囲内である。これに対して、試料２５は５０％であり、試料２６は８５％であるため、上記の範囲外である。

表９に示すように、引張強さは、６２０ＭＰａ以上である試料１（６７０ＭＰａ）に対して、圧延加工度を小さくして上記の範囲外とした試料２５（５６９ＭＰａ）と圧延加工度を大きくして上記の範囲外とした試料２６（５８０ＭＰａ）のいずれもが小さくなり、６２０ＭＰａ未満となった。また、導電率は、４０．０％ＩＡＣＳ以上である試料１（４８．２％ＩＡＣＳ）に対して、圧延加工度を小さくして上記の範囲外とした試料２５（４８．２％ＩＡＣＳ）は同程度となり、圧延加工度を大きくして上記の範囲外とした試料２６（４６．０％ＩＡＣＳ）は４０．０％ＩＡＣＳ未満にはならなかったものの試料１よりも小さくなった。また、曲げ加工性は、試料１、２５および２６ともに「優」となった。また、残留スマットは、試料１、２５および２６ともに「無」となった。

第３冷間圧延工程の圧延加工度を異ならせた試料１、２５および２６の銅合金材の比較評価により、第３冷間圧延工程の圧延加工度が上記の範囲外になると銅合金材の引張強さが低下して６２０ＭＰａに達しない傾向があることが判明した。また、第３冷間圧延工程の圧延加工度が小さくなって上記の範囲外になっても、銅合金材の導電率に影響を及ぼしにくい傾向があることが判明した。また、第３冷間圧延工程の圧延加工度が大きくなって上記の範囲外になると、銅合金材の導電率が小さくなる傾向があることが判明した。また、第３冷間圧延工程の圧延加工度は、銅合金材の曲げ加工性や残留スマットに影響を及ぼしにくいことが判明した。したがって、残留スマットが無く、６２０ＭＰａ以上の引張強さを有し、４０．０％ＩＡＣＳ以上の導電率を有し、加えて、良好な曲げ加工性を有する観点で、実用上、第２熱処理材を用いて６０％以上８０％以下の圧延加工度で冷間圧延を行って第３冷間圧延材を作製する第３冷間圧延工程は、有効である。

＜第３熱処理工程の加熱保持条件の影響＞
表１０（表１から抽出）に示す試料１、２７、２８および２９の銅合金材に着目し、第３熱処理工程の影響について説明する。試料１、２７、２８および２９の銅合金材は、第３熱処理工程の加熱保持条件を異ならせるようにした以外は、実質同等の製造工程を経て、実質同等の厚さを有するように作製されたものである。具体的に、第３熱処理工程の加熱保持条件は、試料１は４３０℃で約１分であるため、この発明で規定する２５０℃以上３８０℃以上で４ｈ以下の範囲内である。これに対して、試料２７はより低温の２００℃であり、試料２８はより高温の４００℃であるため、保持時間は試料１と同等であるが、上記の範囲外である。また、試料２９はより長時間の約５ｈであるため、保持温度は試料１と同等であるが、保持時間は上記の範囲外である。

表１０に示すように、引張強さは、６２０ＭＰａ以上である試料１（６７０ＭＰａ）に対して、低温の保持として上記の範囲外とした試料２７（７１８ＭＰａ）は大きくなったが、高温の保持として上記の範囲外とした試料２８（６０３ＭＰａ）は小さくなって６２０ＭＰａ未満となった。また、導電率は、４０．０％ＩＡＣＳ以上である試料１（４８．２％ＩＡＣＳ）に対して、高温の保持として上記の範囲外とした試料２８（４８．２％ＩＡＣＳ）は同程度になったが、低温の保持として上記の範囲外とした試料２７（３９．８％ＩＡＣＳ）は小さくなって４０．０％ＩＡＣＳ未満となった。また、曲げ加工性は、試料１、２８および２９の「優」に対して、試料２７は「劣」となった。また、残留スマットは、試料１、２７、２８および２９ともに「無」となった。

第３熱処理工程の加熱保持温度を異ならせた試料１、２８の銅合金材の比較評価および試料１、２９の銅合金材の比較評価により、第３熱処理工程の加熱保持が高温または長時間になって上記の範囲外になると、銅合金材の引張強さが低下して６２０ＭＰａに達しない傾向があることが判明した。また、試料１、２７の銅合金材の比較評価により、第３熱処理工程の加熱保持が低温になると、銅合金材の引張強さが大きくなる傾向があることが判明した。また、第３熱処理工程の加熱保持温度を異ならせた試料１、２７の銅合金材の比較評価により、第３熱処理工程の加熱保持が低温になって上記の範囲外になると、銅合金材の導電率が小さくなって４０．０％ＩＡＣＳに達しない傾向があることが判明した。また、試料１、２８の銅合金材の比較評価により、第３熱処理工程の加熱保持が高温になると、銅合金材の導電率が大きくなる傾向があることが判明した。また、試料１、２７の銅合金材の比較評価により、第３熱処理工程の加熱保持が低温になって上記の範囲外になると、銅合金材の曲げ加工性が劣化する傾向があることが判明した。また、試料１、２７、２８および２９の銅合金材の比較評価により、第３熱処理工程の加熱保持条件は、銅合金材の残留スマットに影響を及ぼしにくいことが判明した。したがって、残留スマットが無く、６２０ＭＰａ以上の引張強さを有し、４０．０％ＩＡＣＳ以上の導電率を有し、加えて、良好な曲げ加工性を有する観点で、実用上、第３冷間圧延材に対して２５０℃以上３８０℃以上の温度で４ｈ以下の加熱保持を行って銅合金材を作製する第３熱処理工程は、有効である。

＜Ｍｎの影響＞
Ｍｎの影響を評価するために、意図的にＭｎを含有していない銅合金材（試料１Ａ）および意図的にＭｎを含有している銅合金材（試料１Ｂ～１Ｆ）を作製した。試料１Ａ～１Ｆの銅合金材は、最終的に得られる銅合金材のＭｎ含有率を異ならせるように溶解鋳造工程で成分を調製した以外は、表１に示す試料１の場合と実質同等の製造工程を経て、実質同等の厚さを有するように作製した。そして、試料１Ａ～１Ｆの銅合金材について、表１に示す試料１の場合と同様に、常温（約２０℃）の引張強さ、導電率および曲げ加工性を測定・確認し、残留スマットの有無を確認した。また、上記したように、約９５０℃の高温環境下において、高温引張試験方法を規定するＪＩＳ－Ｇ０５６７：２０２０に準拠し、破断伸びを測定した。

表１１に、試料１Ａ～１Ｆ（本発明例）の銅合金材の組成（添加元素）、主な製造条件、および機械的特性などの情報を纏めて示す。なお、表１１に示す試料１Ａ～１Ｆの添加元素以外の残部は、Ｃｕおよび不純物元素と解してよく、０．０１％未満の不純物元素（Ａｇ、Ｐｂ、ＮｉおよびＳなど）は記載を略している。

表１１に示すように、意図的にＭｎを添加していない試料１ＡのＭｎ含有率は、０．００１％未満である。また、意図的にＭｎを添加している銅合金材のＭｎ含有率は、試料１Ｂが約０．００１％、試料１Ｃが約０．００２％、試料１Ｄが約０．００６％、試料１Ｅが約０．０１０％、および、試料１Ｆが約０．０２０％である。したがって、試料１Ｃ～１ＦのＭｎ含有率は、この発明で好ましい銅合金材として上記したＭｎ含有率（０．００２％以上０．０２５％以下）の範囲内である。

常温環境下（約２０℃）において、試料１Ａ～１Ｆの引張強さ、導電率および曲げ加工性を評価し、残留スマットの有無を評価した結果、表１１に示すように、引張強さは、いずれも６２０ＭＰａ以上であり、６５０～６７０ＭＰａの範囲内であった。そして、Ｍｎが０．００２％以下の場合（試料１Ａ～１Ｃ）に６６０ＭＰａ未満となり、Ｍｎが０．００２％を超える場合（試料１Ｄ～１Ｆ）に６６０ＭＰａ以上となった。これより、引張強さは、Ｍｎ含有による実質的な影響を受けにくく、０．００２％以上０．０２５％以下のＭｎを含有しても６２０ＭＰａ以上になる可能性が高い。また、試料１Ａ～１Ｆの導電率は、いずれも４０％ＩＡＣＳ以上であり、４６．０～４７．２％ＩＡＣＳの範囲内であった。これより、導電率は、Ｍｎ含有による実質的な影響を受けにくく、０．００２％以上０．０２５％以下のＭｎを含有しても４０％ＩＡＣＳ以上になる可能性が高い。また、試料１Ａ～１Ｆの曲げ加工性は、いずれも「優」となった。これより、曲げ加工性は、Ｍｎ含有による実質的な影響を受けにくく、０．００２％以上０．０２５％以下のＭｎを含有しても「優」になる可能性が高い。また、試料１Ａ～１Ｆの残留スマットは、いずれも「無」となった。これより、残留スマットは、Ｍｎ含有による実質的な影響を受けにくく、０．００２％以上０．０２５％以下のＭｎを含有しても「無」である可能性が高い。

また、高温環境下（約９５０℃）において、試料１Ａ～１Ｆの破断伸びを評価した。その結果、表１１に示すように、試料１Ａ～１Ｆの破断伸びは概ね２０％以上であった。具体的には、破断伸びは、Ｍｎが０．００１％以下の場合（試料１Ａ、１Ｂ）に２０％未満になる可能性があり、Ｍｎが０．００２％以上の場合（試料１Ｃ～１Ｆ）に確実に２０％を超えて、Ｍｎが０．００６％以上の場合（試料１Ｄ～１Ｆ）に３０％以上になることが分った。また、破断伸びは、Ｍｎが０．０１０％の場合（試料１Ｅ）に最大の３７．０％になり、Ｍｎが０．０２０％の場合（試料１Ｆ）に低下して３２．０％になることが分った。これより、破断伸びは、Ｍｎ含有による影響を受けやすく、０．００２％以上０．０２５％以下のＭｎの含有により確実に２０％を超えて、０．００５％以上０．０２０％以下のＭｎの含有により３０％以上になる可能性が高い。

上記したように、残留スマットが無く、常温環境下（約２０℃）で６２０ＭＰａ以上の引張強さを有するとともに４０．０％ＩＡＣＳ以上の導電率を有し、加えて、良好な曲げ加工性を有し、さらに、高温環境下（約９５０℃）で２０％を超える破断伸びを有する観点で、実用上、上記範囲でＦｅとＰとＺｎとＳｎとを含有し、さらに上記範囲でＭｎを含有する銅合金材は、有効である。

次に、表１１に示すＦｅ、Ｐ、ＳｎおよびＭｎの各含有率（実測値）に基いて、ＭＩ値の算定を試みた。ＭＩ値は、上記したように、（Ｍｎ含有率＋不純物元素の総含有率）／（Ｆｅ含有率＋Ｐ含有率＋Ｓｎ含有率）×１００で求まる値である。ＦｅとＰとＳｎの合計の含有率は、２．８２％である。たとえば、不純物元素の総含有率が０．００１％の場合、表１１に示す実測値に基づき、Ｍｎ含有率の０％（試料１Ａ）から０．０２０％（試料１Ｆ）への増加に比例して、ＭＩ値は０．０４（試料１Ａ）から０．７４（試料１Ｆ）へと大きくなることを確認することができる。しかし、試料１Ａ～１Ｆにおいて、幾つかの不純物元素の含有率は０．０１％未満であるが、全ての不純物元素を実測するのは現実的ではなく、不純物元素の総含有率の正確な値は不明である。そこで、不純物元素の総含有率を仮定して、表１１に示す実測値に基づき、Ｍｎ含有率とＭＩ値と破断伸びとの関係の予測を試みた。

具体的には、不純物元素の総含有率を、実用的に妥当と考えられる不純物元素の総含有率を０．０１０％（低純度）、０．００５％（普通純度）および０．００１％（高純度）の３条件とし、Ｍｎ含有率（実測値）と、表１１に示す実測値に基づくＭＩ値（条件付き計算値）との関係性を示す第１モデルを導出し、さらに、ＭＩ値（条件付き計算値）と破断伸び（実測値）との関係性を示す第２モデルを導出した。次いで、第１モデルを利用してＭｎ含有率の範囲に対応するＭＩ値の範囲を予測し、さらに、第２モデルを利用してＭＩ値の範囲に対応する破断伸びの範囲を予測した。第１モデルは、実用性および容易性を考慮し、汎用の表計算ソフト（Ｍｉｃｒｏｓｏｆｔ製Ｅｘｃｅｌ）を用いて、Ｍｎ含有率（実測値）とＭＩ値（条件付き計算値）とのグラフ（散布図）を作成し、線形（１次）近似式を求めて回帰モデルとして利用した。

第１モデルでは、Ｍｎ含有率（設定値）が独立変数ｘとなり、ＭＩ値（予測値）が第１従属変数ｐとなる。予測の区間は、０．０００≦ｘ≦０．０３０である。同様に、第２モデルは、ＭＩ値（条件付き計算値）と破断伸び（実測値）とのグラフ（散布図）を作成し、多項（２次）近似式を求めて回帰モデルとして利用した。第２モデルでは、第１モデルの第１従属変数ｐのＭＩ値（予測値）が独立変数となり、破断伸び（予測値）が第２従属変数ｙとなる。第１モデルおよび第２モデルの信頼性は、機械学習の分野の考え方を参考し、決定係数（Ｒ^２）が０．７以上（Ｒ^２≦１）であれば無条件で「信頼性あり」と判断した。

表１２～表１３に、表１１に示す実測値に基づいて、不純物元素の総含有率を０．０１０％（低純度）、０．００５％（普通純度）および０．００１％（高純度）の３条件とした場合のＭｎ含有率（設定値）とＭＩ値（予測値）と破断伸び（予測値）との予測結果を示す。なお、圧延加工性などへの影響が特に大きいＳが不純物元素の主体である場合、一般的な製造原料のＳ含有率が０．００１％～０．００５％程度と考えられことや、実測が簡易で実用性が高い観点で、不純物元素の総含有率を０．００１％～０．００５％から選択的に設定して予測することもできる。また、不純物元素の主体が上記したＡｇ、Ｐｂ、ＮｉおよびＳである場合、Ａｇ、Ｐｂ、ＮｉおよびＳの合計の含有率を不純物元素の総含有率に設定して予測することもできる。

表１２に示すように、ＦｅとＰとＳｎの合計の含有率（２．８２％）に対する不純物元素の総含有率が０．０１０％（低純度）の場合、第１モデルによる予測結果は、たとえば、ｘが０．０００のときにｐが０．３７、ｘが０．００２のときにｐが０．４４、ｘが０．０１８のときにｐが１．００、および、ｘが０．０２５のときにｐが１．２５となった。そして、第２モデルによる予測結果は、たとえば、ｐが０．３７のときにｙが２１．１、ｐが０．４４のときにｙが２５．５、ｐが１．００のときにｙが３４．０、および、ｐが１．２５のときにｙが２２．６となった。なお、第１モデルのＲ^２（０．９８９５）および第２モデルのＲ^２（０．８５９０）は、いずれも信頼性の目安とした０．７よりも十分に大きい。したがって、第１モデルおよび第２モデルの予測結果は、外れ値の影響を大きく受けている可能性が小さいと考えられるため、「信頼性あり」と判断することができる。

これより、ｘが０．０００でもｙが２０以上になる、ということが分る。また、ｘが０．０１８よりも大きくなってｐが１．００よりも大きくなるとｙが小さくなる、ということが分る。また、ｙが最大（３５．７）になるときのｐは０．７２でｘは０．０１０である、ということが分る。よって、Ｍｎ含有率を０．００２％～０．０２５％に調製すれば、ＭＩ値が０．４４～１．２５となって、２５．５％～２２．６％（最大３５．７％）の破断伸びを得ることができる。また、Ｍｎ含有率を０．０１０％～０．０１８％に調製すれば、ＭＩ値が０．７２～１．００となって、３４．０％～３５．７％のより大きな破断伸びを得ることができる。よって、低純度のものにＭｎを含有させる場合、実用性や安定性などを考慮し、ＭＩ値を、たとえば、０．４５以上（好ましくは、０．５０以上）１．１以下（好ましくは、１．０以下、より好ましくは０．９以下）になるように調製すればよい。

表１３に示すように、ＦｅとＰとＳｎの合計の含有率（２．８２％）に対する不純物元素の総含有率が０．００５％（中純度）の場合、第１モデルによる予測結果は、たとえば、ｘが０．０００のときにｐが０．１９、ｘが０．００２のときにｐが０．２６、ｘが０．０２３のときにｐが１．００、および、ｘが０．０２５のときにｐが１．０７となった。そして、第２モデルによる予測結果は、たとえば、ｐが０．１９のときにｙが２０．８、ｐが０．２６のときにｙが２５．４、ｐが１．００のときにｙが２６．６、および、ｐが１．０７のときにｙが２２．３となった。なお、第１モデルのＲ^２（０．９９５０）および第２モデルのＲ^２（０．８７１２）は、いずれも信頼性の目安とした０．７よりも十分に大きい。したがって、第１モデルおよび第２モデルの予測結果は、外れ値の影響を大きく受けている可能性が小さいと考えられるため、「信頼性あり」と判断することができる。

これより、ｘが０．０００でもｙが２０以上になる、ということが分る。また、ｘが０．０１０よりも大きくなってｐが０．５４よりも大きくなるとｙが小さくなる、ということが分る。また、ｙが最大（３６．０）になるときのｐは０．５４でｘは０．０１０である、ということが分る。よって、Ｍｎ含有率を０．００２％～０．０２５％に調製すれば、ＭＩ値が０．２６～１．０７となって、２５．４％～２２．３％（最大３６．０％）の破断伸びを得ることができる。また、Ｍｎ含有率を０．００６％～０．０２０％に調製すれば、ＭＩ値が０．４０～０．８９となって、３１．８％～３６．０％のより大きな破断伸びを得ることができる。よって、普通純度のものにＭｎを含有させる場合、実用性や安定性などを考慮し、ＭＩ値を、たとえば、０．３０以上（好ましくは、０．３５以上）１．１以下（好ましくは、１．０以下、より好ましくは０．９以下）になるように調製すればよい。

表１４に示すように、ＦｅとＰとＳｎの合計の含有率（２．８２％）に対する不純物元素の総含有率が０．００１％の場合、第１モデルによる予測結果は、たとえば、ｘが０．０００のときにｐが０．０４、ｘが０．０００３のときにｐが０．０５、ｘが０．００２のときにｐが０．１１、ｘが０．０２５のときにｐが０．９３、および、ｘが０．０２７のときにｐが１．００となった。そして、第２モデルによる予測結果は、たとえば、ｐが０．０４のときにｙが２０．５、ｐが０．０５のときにｙが２１．２、ｐが０．１１のときにｙが２５．３、ｐが０．９３のときにｙが２２．０、および、ｐが１．００のときにｙが１６．４となった。なお、第１モデルのＲ^２（０．９９８０）および第２モデルのＲ^２（０．８８０８）は、いずれも信頼性の目安とした０．７よりも十分に大きい。したがって、第１モデルおよび第２モデルの予測結果は、外れ値の影響を大きく受けている可能性が小さいと考えられるため、「信頼性あり」と判断することができる。

これより、ｘが０．０００でもｙが２０以上になる、ということが分る。また、ｘが０．０２７以上になるとｙが２０未満になる、ということが分る。また、ｘが０．０１０よりも大きくなってｐが０．３９よりも大きくなるとｙが小さくなる、ということが分る。また、ｙが最大（３６．３）になるときのｐは０．３９でｘは０．０１０である、ということが分る。よって、Ｍｎ含有率を０．００２％～０．０２５％に調製すれば、ＭＩ値が０．１１～０．９３となって、２５．３～２２．０％（最大３６．３％）の破断伸びを得ることができる。また、Ｍｎ含有率を０．００６％～０．０２０％に調製すれば、ＭＩ値が０．２５～０．７５となって、３１．８％～３６．３％のより大きな破断伸びを得ることができる。よって、高純度のものにＭｎを含有させる場合、実用性や安定性などを考慮し、ＭＩ値を、たとえば、０．１５以上（好ましくは、０．２０以上）０．９以下（好ましくは、０．８５以下、より好ましくは０．８０以下）になるように調製すればよい。

以上より、銅合金材の銅合金組織を構成する添加元素（Ｆｅ、Ｐ、ＺｎおよびＳｎ）の含有率を特定の範囲内に制御し、図１に示す銅合金材の製造工程において、第１熱処理工程、第２冷間圧延工程、第２熱処理工程、第３冷間圧延工程および第３熱処理工程の製造条件を特定の範囲内に制御することによって、Ｃ１９４０などのＣｕ－Ｆｅ－Ｚｎ－Ｐ系の銅合金材と同様に残留スマットの問題がなく、Ｃ７０２５などのＣｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系の銅合金材と略同等の引張強さと導電率を有する、銅合金材が得られることが確認された。また、上記添加元素の含有率と上記製造条件をより適切に制御することによって、曲げ加工性の良い銅合金材が得られることが確認された。また、上記４種の添加元素とともにＭｎを添加し、上記４種の添加元素およびＭｎの含有率を適切に制御することによって、高温での破断伸びが良好になり、圧延加工性の良い、特に熱間圧延の段階で割れにくい、銅合金材が得られることが確認された。

Claims (8)

1. 質量％で示す含有率で、含有必須元素として、１．６％以上２．６％以下のＦｅと、０．０１％以上０．３％以下のＰと、０．０１％以上０．３％以下のＺｎと、０．３％以上０．８％以下のＳｎとを含有し、残部がＣｕおよび不純物元素から成り、
   ２０℃の温度環境下において、６２０ＭＰａ以上の引張強さを有するとともに、４０．０％ＩＡＣＳ以上の導電率を有する、銅合金材。
2. 質量％で示す含有率で、０．０１％以上０．２０％以下のＰを含有する、請求項１に記載の銅合金材。
3. 質量％で示す含有率で、含有必須元素として、前記Ｆｅと前記Ｐと前記Ｚｎと前記Ｓｎと、さらに、０．００２％以上０．０２５％以下のＭｎとを含有し、残部がＣｕおよび不純物元素から成り、
   ９５０℃の温度環境下において、２０％を超える破断伸びを有する、請求項１または２に記載の銅合金材。
4. 質量％で示す含有率で、（Ｍｎ含有率＋不純物元素の総含有率）／（Ｆｅ含有率＋Ｐ含有率＋Ｓｎ含有率）×１００で求まる値が、１．１以下である、請求項３に記載の銅合金材。
5. 質量％で示す含有率で、含有必須元素として、１．６％以上２．６％以下のＦｅと、０．０１％以上０．３％以下のＰと、０．０１％以上０．３％以下のＺｎと、０．３％以上０．８％以下のＳｎとを含有し、残部がＣｕおよび不純物元素から成る、銅合金鋳造材を作製する溶解鋳造工程と、
   前記銅合金鋳造材を用いて熱間圧延を行って熱間圧延材を作製する熱間圧延工程と、
   前記熱間圧延材を用いて冷間圧延を行って第１冷間圧延材を作製する第１冷間圧延工程と、
   前記第１冷間圧延材に対して５００℃以上６００℃以下の温度で４ｈ以下の加熱保持を行って第１熱処理材を作製する第１熱処理工程と、
   前記第１熱処理材を用いて２０％以上９０％以下の圧延加工度で冷間圧延を行って第２冷間圧延材を作製する第２冷間圧延工程と、
   前記第２冷間圧延材に対して３８０℃以上４８０℃以下の温度で１ｈ以上１２ｈ以下の加熱保持を行って第２熱処理材を作製する第２熱処理工程と、
   前記第２熱処理材を用いて６０％以上８０％以下の圧延加工度で冷間圧延を行って第３冷間圧延材を作製する第３冷間圧延工程と、
   前記第３冷間圧延材に対して２５０℃以上３８０℃以上の温度で４ｈ以下の加熱保持を行って銅合金材を作製する第３熱処理工程と、を有し、
   前記溶解鋳造工程、前記熱間圧延工程、前記第１冷間圧延工程、前記第１熱処理工程、前記第２冷間圧延工程、前記第２熱処理工程、前記第３冷間圧延工程、および、前記第３熱処理工程の順に実施することにより、２０℃の温度環境下において、６２０ＭＰａ以上の引張強さを有するとともに、４０．０％ＩＡＣＳ以上の導電率を有する、銅合金材を作製する、銅合金材の製造方法。
6. 質量％で示す含有率で、０．０１％以上０．２０％以下のＰを含有する、銅合金材を作製する、請求項５に記載の銅合金材の製造方法。
7. 質量％で示す含有率で、含有必須元素として、前記Ｆｅと前記Ｐと前記Ｚｎと前記Ｓｎと、さらに、０．００２％以上０．０２５％以下のＭｎとを含有し、残部がＣｕおよび不純物元素から成る、銅合金鋳造材を作製する溶解鋳造工程とし、この後に、前記熱間圧延工程、前記第１冷間圧延工程、前記第１熱処理工程、前記第２冷間圧延工程、前記第２熱処理工程、前記第３冷間圧延工程、および、前記第３熱処理工程の順に実施することにより、
   ９５０℃の温度環境下において、２０％を超える破断伸びを有する、銅合金材を作製する、請求項５または６に記載の銅合金材の製造方法。
8. 質量％で示す含有率で、（Ｍｎ含有率＋不純物元素の総含有率）／（Ｆｅ含有率＋Ｐ含有率＋Ｓｎ含有率）×１００で求まる値が、０．０５以上１．０以下である、銅合金鋳造材を作製する溶解鋳造工程とする、請求項７に記載の銅合金材の製造方法。
   
   

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