JPWO2013094061A1 - 耐金型磨耗性及びせん断加工性が良好なＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
強度、導電率を維持しながら、優れた耐金型磨耗性及びせん断加工性を有し、１．０〜４．０質量％のＮｉ、０．２〜０．９質量％のＳｉを含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなり、表面の粒径２０〜８０ｎｍのＮｉ−Ｓｉ析出物粒子の個数が１．５×１０６〜５．０×１０６個／ｍｍ２であり、表面の粒径１００ｎｍを超えるＮｉ−Ｓｉ析出物粒子の個数が０．５×１０５〜４．０×１０５個／ｍｍ２であり、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、前記表面層より下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／ｍｍ２とした場合に、ａ／ｂが０．５〜１．５であり、表面から１０μｍ未満の厚さの範囲の結晶粒内に固溶しているＳｉの濃度が０．０３〜０．４質量％である。
Description
本発明は、耐金型磨耗性及びせん断加工性が良好なＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板及びその製造方法に関する。
Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金は、高強度、高導電性、優れた曲げ加工性の全てを共有することは難しいが、一般的に優れた各種特性を有しており、安価でもあることから、自動車の電気接続用コネクタやプリント基板の接続端子等の導電部材として、電気接続特性の向上などのために、表面にめっき処理を施されて多用されている。最近では、高強度および高導電率は勿論のこと、ノッチング後の９０°曲げなど厳しい曲げ加工性も要求されている。
また、最近の自動車のエンジン周りに使用される電気接続用コネクタは、高温環境下での接触信頼性を確保する為に、接触圧力が時間とともに低下するヘタリ現象に対する耐久性（耐応力緩和性或いは熱クリープ性）に優れていることも要求される。
また、自動車の電気接続用コネクタやプリント基板の接続端子等の導電部材は、銅或いは銅合金をプレス加工して製造されることが多く、プレス金型にはダイス鋼やハイス鋼などの鉄鋼材料が使用されている。Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金等の時効硬化型銅基合金の大半は、活性元素を含有しており、一般的に使用される燐青銅に比べて、プレス金型を著しく磨耗する傾向がある。プレス金型が磨耗すると、被加工材の切断面にバリやだれが生じ、加工形状の悪化を来たし、製造コストも上昇するので、耐金型磨耗性及びせん断加工性（プレス打抜き性）の良好なＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金も要求されている。
また、自動車の電気接続用コネクタやプリント基板の接続端子等の導電部材は、銅或いは銅合金をプレス加工して製造されることが多く、プレス金型にはダイス鋼やハイス鋼などの鉄鋼材料が使用されている。Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金等の時効硬化型銅基合金の大半は、活性元素を含有しており、一般的に使用される燐青銅に比べて、プレス金型を著しく磨耗する傾向がある。プレス金型が磨耗すると、被加工材の切断面にバリやだれが生じ、加工形状の悪化を来たし、製造コストも上昇するので、耐金型磨耗性及びせん断加工性（プレス打抜き性）の良好なＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金も要求されている。
これらの問題点を解決するために、特許文献１では、（１）組成：酸化物の標準生成自由エネルギーが、常温で−５０ｋＪ／ｍｏｌ以下である元素を必須添加元素とし、その含有量が０．１〜５．０ｍａｓｓ％であり、残部がＣｕ及び不可避的不純物である、（２）層構造：厚さ０．０５〜２．００μｍの
Ｃｕ層を有し、Ｃｕ層と銅基合金の界面から内側１μｍ地点での圧縮残留応力が５０Ｎ／ｍｍ２以下である、プレス加工性に優れる銅合金が開示されている。
Ｃｕ層を有し、Ｃｕ層と銅基合金の界面から内側１μｍ地点での圧縮残留応力が５０Ｎ／ｍｍ２以下である、プレス加工性に優れる銅合金が開示されている。
特許文献２では、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金からなる銅合金圧延板を仕上げ冷間圧延するに際し、最終溶体化処理前に９５％以上の加工率で仕上げ冷間圧延し、前記最終溶体化処理後に２０％以下の加工率で仕上げ冷間圧延した後、時効処理を施して、この銅合金板の平均結晶粒径が１０μｍ以下であるとともに、この銅合金板が、ＳＥＭ−ＥＢＳＰ法による測定結果で、Ｃｕｂｅ方位｛００１｝＜１００＞の割合が５０％以上である集合組織を有し、かつ、この銅合金板組織が３００倍の光学顕微鏡による組織観察によって観察しうる層状境界を有さない、７００ＭＰａ以上の引張強度を有する高強度を有するとともに、良好な曲げ加工性を有し、かつ導電率も高いコルソン系銅合金板が開示されている。
特許文献３には、酸化物の標準生成自由エネルギーが、２５℃で−４２ｋＪ／ｍｏｌ以下である元素を０．１〜５．０ｍａｓｓ％含有する銅基合金基材に、Ｓ以外の成分合計≦５００ｐｐｍ、０．５≦Ｓ≦５０ｐｐｍ、純度Ｃｕ≧９９．９０％、厚さ：０.０５〜２．０μｍのＣｕ層を被着した金型磨耗を抑制し、プレス打抜き性に優れる電子部品用素材が開示されている。
特許文献４には、０．７〜４．０質量％のＮｉと０．２〜１．５質量％のＳｉを含み、残部がＣｕおよび不可避不純物である組成を有する銅合金板材において、板面における｛２００｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛２００｝とし、純銅標準粉末の｛２００｝結晶面のＸ線回折強度をＩ０｛２００｝とすると、Ｉ｛２００｝／Ｉ０｛２００｝≧１．０を満たす結晶配向を有し、板面における｛４２２｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛４２２｝とすると、Ｉ｛２００｝／Ｉ｛４２２｝≧１５を満たす結晶配向を有する、引張強さ７００ＭＰａ以上の高強度を保持しつつ、異方性が少なく且つ優れた曲げ加工性を有するとともに、優れた耐応力緩和特性を有するＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板材およびその製造方法が開示されている。
先行技術文献に開示されているＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板は、曲げ加工性、耐応力緩和性、或いは、せん断加工性が個々には充分に優れているが、引張強度、導電率を維持しながら、優れた耐金型磨耗性及びせん断加工性を有するＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板については、充分な検討がなされていなかった。
これらの事情に鑑みて、本発明では、引張強度、導電率を維持しながら、優れた耐金型磨耗性及びせん断加工性を有する自動車の電気接続用コネクタやプリント基板の接続端子等の導電部材としての使用に適したＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板及びその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、鋭意検討の結果、１．０〜４．０質量％のＮｉ、０．２〜０．９質量％のＳｉを含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなり、表面の粒径２０〜８０ｎｍのＮｉ−Ｓｉ析出物粒子の個数が１．５×１０６〜５．０×１０６個／ｍｍ２であり、表面の粒径１００ｎｍを超えるＮｉ−Ｓｉ析出物粒子の個数が０．５×１０５〜４．０×１０５個／ｍｍ２であり、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、前記表面層より下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／ｍｍ２とした場合に、ａ／ｂが０．５〜１．５であり、表面から１０μｍ未満の厚みの範囲の結晶粒内に固溶しているＳｉの濃度が０．０３〜０．４質量％であるＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板は、引張強度、導電率を維持しながら、優れた耐金型磨耗性及びせん断加工性を有することを見出した。
即ち、本発明の耐金型磨耗性及びせん断加工性が良好なＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板は、１．０〜４．０質量％のＮｉ、０．２〜０．９質量％のＳｉを含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなり、表面の粒径２０〜８０ｎｍのＮｉ−Ｓｉ析出物粒子の個数が１．５×１０６〜５．０×１０６個／ｍｍ２であり、表面の粒径１００ｎｍを超えるＮｉ−Ｓｉ析出物粒子の個数が０．５×１０５〜４．０×１０５個／ｍｍ２であり、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、前記表面層より下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／ｍｍ２とした場合に、ａ／ｂが０．５〜１．５であり、表面から１０μｍ未満の厚みの範囲の結晶粒内に固溶しているＳｉの濃度が０．０３〜０．４質量％であることを特徴とする。
Ｎｉ及びＳｉは、適切な熱処理を行うことにより、Ｎｉ２Ｓｉを主とする金属間化合物の微細な粒子を形成する。その結果、合金の強度が著しく増加し、同時に電気伝導性も上昇する。
Ｎｉは１．０〜４．０質量％の範囲で添加する。Ｎｉが１．０質量％未満であると、充分な強度が得られない。Ｎｉが４．０質量％を超えると、熱間圧延で割れが発生する。
Ｓｉは０．２〜０．９質量％の範囲で添加する。Ｓｉが０．２質量％未満であると、強度が低下する。Ｓｉが４．０質量％を超えると、強度に寄与しないばかりでなく、過剰なＳｉによって導電性が低下する。
Ｎｉは１．０〜４．０質量％の範囲で添加する。Ｎｉが１．０質量％未満であると、充分な強度が得られない。Ｎｉが４．０質量％を超えると、熱間圧延で割れが発生する。
Ｓｉは０．２〜０．９質量％の範囲で添加する。Ｓｉが０．２質量％未満であると、強度が低下する。Ｓｉが４．０質量％を超えると、強度に寄与しないばかりでなく、過剰なＳｉによって導電性が低下する。
表面の粒径２０〜８０ｎｍのＮｉ−Ｓｉ析出物粒子の個数が１．５×１０６〜５．０×１０６個／ｍｍ２であることにより、強度を維持することができる。
そのＮｉ−Ｓｉ析出物粒子の個数が１．５×１０６個／ｍｍ２未満、或いは、５．０×１０６個／ｍｍ２を超えても、引張強度を維持することはできない。
表面の粒径１００ｎｍを超えるＮｉ−Ｓｉ析出物粒子の個数が０．５×１０５〜４．０×１０５個／ｍｍ２であることにより、導電率を維持しながら耐金型磨耗性を向上することができる。
そのＮｉ−Ｓｉ析出物粒子の個数が．０．５×１０５個／ｍｍ２未満、或いは、４．０×１０５個／ｍｍ２を超えても、その効果は期待できず、特に、耐金型磨耗性が悪くなる。
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、表面層より下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／ｍｍ２とした場合に、ａ／ｂが０．５〜１．５であることにより、耐金型磨耗性を向上させることができる。
そのａ／ｂが０．５未満、或いは、１．５を超えても、耐金型磨耗性の向上は期待できない。
表面から１０μｍ未満の厚みの範囲の結晶粒内に固溶しているＳｉの濃度が０．０３〜０．４質量％であることにより、せん断加工性を向上することができる。
そのＳｉの濃度が０．０３質量％未満、或いは、０．４質量％を超えても、せん断加工性を向上は期待できない。
そのＮｉ−Ｓｉ析出物粒子の個数が１．５×１０６個／ｍｍ２未満、或いは、５．０×１０６個／ｍｍ２を超えても、引張強度を維持することはできない。
表面の粒径１００ｎｍを超えるＮｉ−Ｓｉ析出物粒子の個数が０．５×１０５〜４．０×１０５個／ｍｍ２であることにより、導電率を維持しながら耐金型磨耗性を向上することができる。
そのＮｉ−Ｓｉ析出物粒子の個数が．０．５×１０５個／ｍｍ２未満、或いは、４．０×１０５個／ｍｍ２を超えても、その効果は期待できず、特に、耐金型磨耗性が悪くなる。
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、表面層より下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／ｍｍ２とした場合に、ａ／ｂが０．５〜１．５であることにより、耐金型磨耗性を向上させることができる。
そのａ／ｂが０．５未満、或いは、１．５を超えても、耐金型磨耗性の向上は期待できない。
表面から１０μｍ未満の厚みの範囲の結晶粒内に固溶しているＳｉの濃度が０．０３〜０．４質量％であることにより、せん断加工性を向上することができる。
そのＳｉの濃度が０．０３質量％未満、或いは、０．４質量％を超えても、せん断加工性を向上は期待できない。
また、本発明の耐金型磨耗性及びせん断加工性が良好なＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板は、更にＳｎを０．２〜０．８質量％、Ｚｎを０．３〜１．５質量％含有することを特徴とする。
Ｓｎ及びＺｎには、強度及び耐熱性を改善する作用があり、更にＳｎには耐応力緩和性の改善作用が、Ｚｎにははんだ接合の耐熱性を改善する作用がある。Ｓｎは０．２〜０．８質量％、Ｚｎは０．３〜１．５質量％の範囲で添加する。この範囲を下回ると所望の効果が得られず、上回ると導電性が低下する。
Ｓｎ及びＺｎには、強度及び耐熱性を改善する作用があり、更にＳｎには耐応力緩和性の改善作用が、Ｚｎにははんだ接合の耐熱性を改善する作用がある。Ｓｎは０．２〜０．８質量％、Ｚｎは０．３〜１．５質量％の範囲で添加する。この範囲を下回ると所望の効果が得られず、上回ると導電性が低下する。
また、本発明の耐金型磨耗性及びせん断加工性が良好なＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板は、更にＭｇを０．００１〜０．２質量％含有することを特徴とする。
Ｍｇには応力緩和特性及び熱間加工性を改善する効果があるが、０．００１質量％未満では効果がなく、０．２質量％を超えると、鋳造性（鋳肌品質の低下）、熱間加工性、めっき耐熱剥離性が低下する。
Ｍｇには応力緩和特性及び熱間加工性を改善する効果があるが、０．００１質量％未満では効果がなく、０．２質量％を超えると、鋳造性（鋳肌品質の低下）、熱間加工性、めっき耐熱剥離性が低下する。
また、本発明の耐金型磨耗性及びせん断加工性が良好なＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板は、更にＦｅ：０．００７〜０．２５質量％、Ｐ：０．００１〜０．２質量％、Ｃ：０．０００１〜０．００１質量％、Ｃｒ：０．００１〜０．３質量％、Ｚｒ：０．００１〜０．３質量％を１種又は２種以上を含有することを特徴とする。
Ｆｅには、熱間圧延性を向上させ（表面割れや耳割れの発生を抑制する）、ＮｉとＳｉの析出化合物を微細化し、メッキ加熱密着性を向上させる効果があるが、その含有量が０．００７％未満では、所望の効果が得られず、一方、その含有量が０．２５％を超えると、熱間圧延性の向上効果が飽和し、導電性にも悪影響を及ぼすようになることから、その含有量を０．００７〜０．２５％と定めた。
Ｐには、曲げ加工によって起るばね性の低下を抑制する効果があるが、その含有量が０．００１％未満では所望の効果が得られず、一方、その含有量が０．２％を超えると、はんだ耐熱剥離性を著しく損なうようになることから、その含有量を０．００１〜０．２％と定めた。
Ｃには、プレス打抜き加工性を向上させ、更にＮｉとＳｉの析出化合物を微細化させることにより合金の強度を向上させる効果があるが、その含有量が０．０００１％未満では所望の効果が得られず、一方、０．００１％を越えると、熱間加工性に悪影響を与えるので好ましくなく、その含有量は０．０００１〜０．００１％と定めた。
Ｃｒ及びＺｒには、Ｃとの親和力が強くＣｕ合金中にＣを含有させ易くするほか、ＮｉおよびＳｉの析出化合物を一層微細化して合金の強度を向上させ、それ自身の析出によって強度を一層向上させる効果を有するが、含有量が０．００１％未満では、合金の強度向上効果が得られず、０．３％を超えると、Ｃｒ及び／またはＺｒの大きな析出物が生成し、めっき性が悪くなり、プレス打抜き加工性も悪くなり、更に熱間加工性が損なわれるので好ましくなく、これらの含有量はそれぞれ０．００１〜０．３％に定めた。
Ｆｅには、熱間圧延性を向上させ（表面割れや耳割れの発生を抑制する）、ＮｉとＳｉの析出化合物を微細化し、メッキ加熱密着性を向上させる効果があるが、その含有量が０．００７％未満では、所望の効果が得られず、一方、その含有量が０．２５％を超えると、熱間圧延性の向上効果が飽和し、導電性にも悪影響を及ぼすようになることから、その含有量を０．００７〜０．２５％と定めた。
Ｐには、曲げ加工によって起るばね性の低下を抑制する効果があるが、その含有量が０．００１％未満では所望の効果が得られず、一方、その含有量が０．２％を超えると、はんだ耐熱剥離性を著しく損なうようになることから、その含有量を０．００１〜０．２％と定めた。
Ｃには、プレス打抜き加工性を向上させ、更にＮｉとＳｉの析出化合物を微細化させることにより合金の強度を向上させる効果があるが、その含有量が０．０００１％未満では所望の効果が得られず、一方、０．００１％を越えると、熱間加工性に悪影響を与えるので好ましくなく、その含有量は０．０００１〜０．００１％と定めた。
Ｃｒ及びＺｒには、Ｃとの親和力が強くＣｕ合金中にＣを含有させ易くするほか、ＮｉおよびＳｉの析出化合物を一層微細化して合金の強度を向上させ、それ自身の析出によって強度を一層向上させる効果を有するが、含有量が０．００１％未満では、合金の強度向上効果が得られず、０．３％を超えると、Ｃｒ及び／またはＺｒの大きな析出物が生成し、めっき性が悪くなり、プレス打抜き加工性も悪くなり、更に熱間加工性が損なわれるので好ましくなく、これらの含有量はそれぞれ０．００１〜０．３％に定めた。
本発明の耐金型磨耗性及びせん断加工性が良好なＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板の製造方法は、熱間圧延、冷間圧延、溶体化処理、時効処理、最終冷間圧延、歪み取り焼鈍をこの順序で含む工程で前記Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板を製造するに際して、熱間圧延最終パス終了後の冷却開始温度を３５０〜４５０℃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時間で実施することを特徴とする。
熱間圧延最終パス終了後の冷却開始温度を３５０〜４５０℃で実施することにより、粗大析出物粒子を生成し、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％以上で実施することにより、強圧延にて析出物粒子を再固溶し易い状態とし、溶体化処理を８００〜９００℃で６０〜１２０秒間で実施することにより、粗大析出物粒子以外の析出物粒子を出来るだけ固溶させて、（１）表面の粒径２０〜８０ｎｍのＮｉ−Ｓｉ析出物粒子の個数が１．５×１０６〜５．０×１０６個／ｍｍ２とし、（２）表面の粒径１００ｎｍを超えるＮｉ−Ｓｉ析出物粒子の個数が０．５×１０５〜４．０×１０５個／ｍｍ２とし、（３）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、表面層より下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／ｍｍ２とした場合に、ａ／ｂが０．５〜１．５とする。これにより、引張強度、導電率を維持しながら、優れた耐金型磨耗性を得ることができる。
熱間圧延最終パス終了後の冷却開始温度、溶体化処理前の冷間圧延を１パス当たりの平均圧延率と総圧延率、溶体化処理の何れか一つが前述の数値範囲を外れても、その銅合金組織は、（１）、（２）、（３）の全てを満たすことはできない。
溶体化処理前の冷間圧延とは、冷間圧延を焼鈍処理等を介して複数回行った後に溶体化処理を行う場合には、その溶体化処理前の最後の冷間圧延を指す。
更に、時効処理を４００〜５００℃で７〜１４時間で実施することにより、表面から１０μｍ未満の結晶粒内に固溶しているＳｉの濃度を０．０３〜０．４質量％とする。これにより、優れたせん断加工性を得ることができる。
時効処理条件が前述の範囲外であると、表面から１０μｍ未満の結晶粒内に固溶しているＳｉの濃度は、前述の範囲内に入らない。
熱間圧延最終パス終了後の冷却開始温度、溶体化処理前の冷間圧延を１パス当たりの平均圧延率と総圧延率、溶体化処理の何れか一つが前述の数値範囲を外れても、その銅合金組織は、（１）、（２）、（３）の全てを満たすことはできない。
溶体化処理前の冷間圧延とは、冷間圧延を焼鈍処理等を介して複数回行った後に溶体化処理を行う場合には、その溶体化処理前の最後の冷間圧延を指す。
更に、時効処理を４００〜５００℃で７〜１４時間で実施することにより、表面から１０μｍ未満の結晶粒内に固溶しているＳｉの濃度を０．０３〜０．４質量％とする。これにより、優れたせん断加工性を得ることができる。
時効処理条件が前述の範囲外であると、表面から１０μｍ未満の結晶粒内に固溶しているＳｉの濃度は、前述の範囲内に入らない。
本発明により、引張強度、導電率を維持しながら、優れた耐金型磨耗性及びせん断加工性を有するＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板及びその製造方法が提供される。
以下、本発明の実施形態について説明する。
[銅基合金板の成分組成]
（１）本発明の耐金型磨耗性及びせん断加工性が良好なＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板は、１．０〜４．０質量％のＮｉ、０．２〜０．９質量％のＳｉを含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなる組成を有する。
Ｎｉ及びＳｉは、適切な熱処理を行うことにより、Ｎｉ２Ｓｉを主とする金属間化合物の微細な粒子を形成する。その結果、合金の強度が著しく増加し、同時に電気伝導性も上昇する。
Ｎｉは１．０〜４．０質量％の範囲で添加する。Ｎｉが１．０質量％未満であると、充分な強度が得られない。Ｎｉが４．０質量％を超えると、熱間圧延で割れが発生する。
Ｓｉは０．２〜０．９質量％の範囲で添加する。Ｓｉが０．２質量％未満であると強度が低下する。Ｓｉが４．０質量％を超えると、強度に寄与しないばかりでなく、過剰なＳｉによって導電性が低下する。
[銅基合金板の成分組成]
（１）本発明の耐金型磨耗性及びせん断加工性が良好なＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板は、１．０〜４．０質量％のＮｉ、０．２〜０．９質量％のＳｉを含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなる組成を有する。
Ｎｉ及びＳｉは、適切な熱処理を行うことにより、Ｎｉ２Ｓｉを主とする金属間化合物の微細な粒子を形成する。その結果、合金の強度が著しく増加し、同時に電気伝導性も上昇する。
Ｎｉは１．０〜４．０質量％の範囲で添加する。Ｎｉが１．０質量％未満であると、充分な強度が得られない。Ｎｉが４．０質量％を超えると、熱間圧延で割れが発生する。
Ｓｉは０．２〜０．９質量％の範囲で添加する。Ｓｉが０．２質量％未満であると強度が低下する。Ｓｉが４．０質量％を超えると、強度に寄与しないばかりでなく、過剰なＳｉによって導電性が低下する。
（２）更に、本発明の耐金型磨耗性及びせん断加工性が良好なＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板は、１．０〜４．０質量％のＮｉ、０．２〜０．９質量％のＳｉ、０．２〜０．８質量％のＳｎ、０．３〜１．５質量％のＺｎを含有する。
Ｓｎ及びＺｎには、強度及び耐熱性を改善する作用があり、更にＳｎには耐応力緩和性の改善作用が、Ｚｎにははんだ接合の耐熱性を改善する作用がある。Ｓｎは０．２〜０．８質量％、Ｚｎは０．３〜１．５質量％の範囲で添加する。この範囲を下回ると所望の効果が得られず、上回ると導電性が低下する。
Ｓｎ及びＺｎには、強度及び耐熱性を改善する作用があり、更にＳｎには耐応力緩和性の改善作用が、Ｚｎにははんだ接合の耐熱性を改善する作用がある。Ｓｎは０．２〜０．８質量％、Ｚｎは０．３〜１．５質量％の範囲で添加する。この範囲を下回ると所望の効果が得られず、上回ると導電性が低下する。
（３）更に、本発明の耐金型磨耗性及びせん断加工性が良好なＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板は、１．０〜４．０質量％のＮｉ、０．２〜０．９質量％のＳｉ、０．００１〜０．２質量％のＭｇを含有する、或いは、１．０〜４．０質量％のＮｉ、０．２〜０．９質量％のＳｉ、０．２〜０．８質量％のＳｎ、０．３〜１．５質量％のＺｎ、０．００１〜０．２質量％のＭｇを含有する。
Ｍｇには応力緩和特性及び熱間加工性を改善する効果があるが、０．００１質量％未満では効果がなく、０．２質量％を超えると鋳造性（鋳肌品質の低下）、熱間加工性、めっき耐熱剥離性が低下する。
Ｍｇには応力緩和特性及び熱間加工性を改善する効果があるが、０．００１質量％未満では効果がなく、０．２質量％を超えると鋳造性（鋳肌品質の低下）、熱間加工性、めっき耐熱剥離性が低下する。
更に、本発明の耐金型磨耗性及びせん断加工性が良好なＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板は、（１）或いは（２）或いは（３）の成分に加え、Ｆｅ：０．００７〜０．２５質量％、Ｐ：０．００１〜０．２質量％、Ｃ：０．０００１〜０．００１質量％、Ｃｒ：０．００１〜０．３質量％、Ｚｒ：０．００１〜０．３質量％を１種又は２種以上を含有する。
Ｆｅには、熱間圧延性を向上させ（表面割れや耳割れの発生を抑制する）、ＮｉとＳｉの析出化合物を微細化し、メッキ加熱密着性を向上させる効果があるが、その含有量が０．００７％未満では、所望の効果が得られず、一方、その含有量が０．２５％を超えると、熱間圧延性の向上効果が飽和し、導電性にも悪影響を及ぼすようになることから、その含有量を０．００７〜０．２５％と定めた。
Ｐには、曲げ加工によって起るばね性の低下を抑制する効果があるが、その含有量が０．００１％未満では所望の効果が得られず、一方、その含有量が０．２％を超えると、はんだ耐熱剥離性を著しく損なうようになることから、その含有量を０．００１〜０．２％と定めた。
Ｃには、プレス打抜き加工性を向上させ、更にＮｉとＳｉの析出化合物を微細化させることにより合金の強度を向上させる効果があるが、その含有量が０．０００１％未満では所望の効果が得られず、一方、０．００１％を越えると、熱間加工性に悪影響を与えるので好ましくなく、その含有量は０．０００１〜０．００１％と定めた。
Ｃｒ及びＺｒには、Ｃとの親和力が強くＣｕ合金中にＣを含有させ易くするほか、ＮｉおよびＳｉの析出化合物を一層微細化して合金の強度を向上させ、それ自身の析出によって強度を一層向上させる効果を有するが、含有量が０．００１％未満では、合金の強度向上効果が得られず、０．３％を超えると、Ｃｒ及び／またはＺｒの大きな析出物が生成し、めっき性が悪くなり、プレス打抜き加工性も悪くなり、更に熱間加工性が損なわれるので好ましくなく、これらの含有量はそれぞれ０．００１〜０．３％に定めた。
Ｆｅには、熱間圧延性を向上させ（表面割れや耳割れの発生を抑制する）、ＮｉとＳｉの析出化合物を微細化し、メッキ加熱密着性を向上させる効果があるが、その含有量が０．００７％未満では、所望の効果が得られず、一方、その含有量が０．２５％を超えると、熱間圧延性の向上効果が飽和し、導電性にも悪影響を及ぼすようになることから、その含有量を０．００７〜０．２５％と定めた。
Ｐには、曲げ加工によって起るばね性の低下を抑制する効果があるが、その含有量が０．００１％未満では所望の効果が得られず、一方、その含有量が０．２％を超えると、はんだ耐熱剥離性を著しく損なうようになることから、その含有量を０．００１〜０．２％と定めた。
Ｃには、プレス打抜き加工性を向上させ、更にＮｉとＳｉの析出化合物を微細化させることにより合金の強度を向上させる効果があるが、その含有量が０．０００１％未満では所望の効果が得られず、一方、０．００１％を越えると、熱間加工性に悪影響を与えるので好ましくなく、その含有量は０．０００１〜０．００１％と定めた。
Ｃｒ及びＺｒには、Ｃとの親和力が強くＣｕ合金中にＣを含有させ易くするほか、ＮｉおよびＳｉの析出化合物を一層微細化して合金の強度を向上させ、それ自身の析出によって強度を一層向上させる効果を有するが、含有量が０．００１％未満では、合金の強度向上効果が得られず、０．３％を超えると、Ｃｒ及び／またはＺｒの大きな析出物が生成し、めっき性が悪くなり、プレス打抜き加工性も悪くなり、更に熱間加工性が損なわれるので好ましくなく、これらの含有量はそれぞれ０．００１〜０．３％に定めた。
そして、本発明の耐金型磨耗性及びせん断加工性が良好なＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板は、表面の粒径２０〜８０ｎｍのＮｉ−Ｓｉ析出物粒子の個数が１．５×１０６〜５．０×１０６個／ｍｍ２であり、表面の粒径１００ｎｍを超えるＮｉ−Ｓｉ析出物粒子の個数が０．５×１０５〜４．０×１０５個／ｍｍ２であり、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、表面層より下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／ｍｍ２とした場合に、ａ／ｂが０．５〜１．５であり、表面から１０μｍ未満の結晶粒内に固溶しているＳｉの濃度が０．０３〜０．４質量％である。
［Ｎｉ−Ｓｉ析出物粒子の個数、Ｓｉ濃度］
本発明にて、銅合金板の表面、表面層、表面層より下方部分のＮｉ−Ｓｉ析出物粒子の個数／μｍ２は、次のようにして求めた。
前処理として、１０ｍｍ×１０ｍｍ×０．３ｍｍの試料を１０％硫酸に１０分間浸漬した後、水洗、エアブローにより散水した後に、日立ハイテクノロジーズ社製フラットミリング（イオンミリング）装置で、加速電圧５ｋＶ、入射角５°、照射時間１時間にて表面処理を施した。
本発明にて、銅合金板の表面、表面層、表面層より下方部分のＮｉ−Ｓｉ析出物粒子の個数／μｍ２は、次のようにして求めた。
前処理として、１０ｍｍ×１０ｍｍ×０．３ｍｍの試料を１０％硫酸に１０分間浸漬した後、水洗、エアブローにより散水した後に、日立ハイテクノロジーズ社製フラットミリング（イオンミリング）装置で、加速電圧５ｋＶ、入射角５°、照射時間１時間にて表面処理を施した。
次に、日立ハイテクノロジーズ社製電解放射型電子顕微鏡Ｓ−４８００を使用し、２万倍にて、その試料の表面を観察し、１００μｍ２中の粒径２０〜８０ｎｍのＮｉ−Ｓｉ析出物粒子の個数、１００μｍ２中の粒径１００ｎｍを超えるＮｉ−Ｓｉ析出物粒子の個数をカウントし、個数／ｍｍ２に換算した。測定箇所を変更してこの測定を１０回実施し、その平均値をそれぞれのＮｉ−Ｓｉ析出物粒子の個数とした。
次に、表面層（表面から厚さ方向に板厚全体の２０％までの深さの地点）、表面層より下方部分を観察し、１００μｍ２中の粒径が２０〜８０ｎｍのＮｉ−Ｓｉ析出物粒子の個数をカウントし、個数／ｍｍ２に換算した。測定箇所を変更してこの測定を１０回実施し、その平均値をそれぞれのＮｉ−Ｓｉ析出物粒子の個数とした。
これらの結果から、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、表面層より下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／ｍｍ２とし、そのａ／ｂを求めた。
次に、表面層（表面から厚さ方向に板厚全体の２０％までの深さの地点）、表面層より下方部分を観察し、１００μｍ２中の粒径が２０〜８０ｎｍのＮｉ−Ｓｉ析出物粒子の個数をカウントし、個数／ｍｍ２に換算した。測定箇所を変更してこの測定を１０回実施し、その平均値をそれぞれのＮｉ−Ｓｉ析出物粒子の個数とした。
これらの結果から、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、表面層より下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／ｍｍ２とし、そのａ／ｂを求めた。
本発明にて、表面から１０μｍ未満の厚さの範囲の結晶組織において、結晶粒内に固溶しているＳｉの濃度は、次のようにして求めた。
日本電子社製透過型電子顕微鏡ＪＥＭ−２０１０Ｆを使用し、５万倍にて、その試料の圧延方向垂直断面の表面より深さ８μｍの地点の結晶粒内に固溶しているＳｉの濃度を観察した。測定箇所を変更してこの測定を１０回実施し、その平均値をＳｉの濃度とした。
日本電子社製透過型電子顕微鏡ＪＥＭ−２０１０Ｆを使用し、５万倍にて、その試料の圧延方向垂直断面の表面より深さ８μｍの地点の結晶粒内に固溶しているＳｉの濃度を観察した。測定箇所を変更してこの測定を１０回実施し、その平均値をＳｉの濃度とした。
［銅基合金板の製造方法］
本発明の耐金型磨耗性及びせん断加工性が良好なＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板の製造方法は、熱間圧延、冷間圧延、溶体化処理、時効処理、最終冷間圧延、歪み取り焼鈍をこの順序で含む工程で前記Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板を製造するに際して、熱間圧延最終パス終了後の冷却開始温度を３５０〜４５０℃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。
本発明の耐金型磨耗性及びせん断加工性が良好なＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板の製造方法は、熱間圧延、冷間圧延、溶体化処理、時効処理、最終冷間圧延、歪み取り焼鈍をこの順序で含む工程で前記Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板を製造するに際して、熱間圧延最終パス終了後の冷却開始温度を３５０〜４５０℃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。
熱間圧延最終パス終了後の冷却開始温度を３５０〜４５０℃で実施することにより、粗大析出物粒子を生成し、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％以上で実施することにより、強圧延にて析出物粒子を再固溶し易い状態とし、溶体化処理を８００〜９００℃で６０〜１２０秒間で実施することにより、粗大析出物粒子以外の析出物粒子を出来るだけ固溶させて、（１）表面の粒径２０〜８０ｎｍのＮｉ−Ｓｉ析出物粒子の個数が１．５×１０６〜５．０×１０６個／ｍｍ２とし、（２）表面の粒径１００ｎｍを超えるＮｉ−Ｓｉ析出物粒子の個数が０．５×１０５〜４．０×１０５個／ｍｍ２とし、（３）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、表面層より下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／ｍｍ２とした場合に、ａ／ｂが０．５〜１．５となる。これにより、引張強度、導電率を維持しながら、優れた耐金型磨耗性を得ることができる。
熱間圧延最終パス終了後の冷却開始温度、溶体化処理前の冷間圧延を１パス当たりの平均圧延率と総圧延率、溶体化処理の何れか一つが前述の数値範囲を外れても、銅合金組織は、（１）、（２）、（３）の条件を全て満たすことはできない。
熱間圧延最終パス終了後の冷却開始温度、溶体化処理前の冷間圧延を１パス当たりの平均圧延率と総圧延率、溶体化処理の何れか一つが前述の数値範囲を外れても、銅合金組織は、（１）、（２）、（３）の条件を全て満たすことはできない。
更に、時効処理を４００〜５００℃で７〜１４時間で実施することにより、圧延両表面から１０μｍ未満の結晶粒内に固溶しているＳｉの濃度を０．０３〜０．４質量％とする。これにより、優れたせん断加工性を得ることができる。
時効処理条件が前述の範囲外であると、圧延両表面から１０μｍ未満の結晶粒内に固溶しているＳｉの濃度は、前述の範囲内には入らない。
時効処理条件が前述の範囲外であると、圧延両表面から１０μｍ未満の結晶粒内に固溶しているＳｉの濃度は、前述の範囲内には入らない。
具体的な製造方法の一例としては、次の方法があげられる。
先ず、本発明のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板となるように材料を調合し、還元性雰囲気の低周波溶解炉を用いて溶解鋳造を行い銅合金鋳塊を得る。次に、この銅合金鋳塊を９００〜９８０℃に加熱した後、熱間圧延を施して適度の厚みの熱延板とし、熱間圧延最終パス終了後の冷却開始温度を３５０〜４５０℃として、この熱延板を水冷した後に両面を適度に面削する。
先ず、本発明のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板となるように材料を調合し、還元性雰囲気の低周波溶解炉を用いて溶解鋳造を行い銅合金鋳塊を得る。次に、この銅合金鋳塊を９００〜９８０℃に加熱した後、熱間圧延を施して適度の厚みの熱延板とし、熱間圧延最終パス終了後の冷却開始温度を３５０〜４５０℃として、この熱延板を水冷した後に両面を適度に面削する。
次に、圧延率６０〜９０％にて冷間圧延を施し、適度な厚みの冷延板を作製した後、７１０〜７５０℃、７〜１５秒間保持の条件にて連続焼鈍を施し、酸洗い、表面研磨を行った後、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、適度な厚みの冷延薄板を作製する。
次に、これらの冷延薄板を８００〜９００℃で６０〜１２０秒間の溶体化処理を実施した後、４００〜５００℃で７〜１４時間の時効処理を実施し、酸洗処理し、更に、加工率１０〜３０％にて最終冷間圧延を実施し、必要に応じて歪み取り焼鈍を施す。
次に、これらの冷延薄板を８００〜９００℃で６０〜１２０秒間の溶体化処理を実施した後、４００〜５００℃で７〜１４時間の時効処理を実施し、酸洗処理し、更に、加工率１０〜３０％にて最終冷間圧延を実施し、必要に応じて歪み取り焼鈍を施す。
表１に示す成分となるように材料を調合し、還元性雰囲気の低周波溶解炉を用いて溶解後に鋳造し、厚さ８０ｍｍ、幅２００ｍｍ、長さ８００ｍｍの寸法の銅合金鋳塊を製造した。この銅合金鋳塊を９００〜９８０℃に加熱した後、表１に示すように、熱間圧延の最終パス終了後の冷却開始温度を変えて熱間圧延を施し、厚さ１１ｍｍの熱延板とし、この熱延板を水冷した後に両面を０．５ｍｍ面削した。次に、圧延率８７％にて冷間圧延を施して冷延薄板を作製した後、７１０〜７５０℃で７〜１５秒間保持の連続焼鈍を施した後、酸洗い、表面研磨を行い、更に、表１に示すように、１パス当たりの平均圧延率、総圧延率を変えて冷間圧延を施し、厚さ０．３ｍｍの冷延薄板を作製した。
この冷延板を表１に示すように、温度、時間を変えて溶体化処理を施し、引続き、表１に示すように、温度、時間を変えて時効処理を施し、酸洗処理後、最終冷間圧延を施し、実施例１〜１１及び比較例１〜９の銅合金薄板を作製した。
この冷延板を表１に示すように、温度、時間を変えて溶体化処理を施し、引続き、表１に示すように、温度、時間を変えて時効処理を施し、酸洗処理後、最終冷間圧延を施し、実施例１〜１１及び比較例１〜９の銅合金薄板を作製した。
次に、各銅合金薄板から得られた試料につき、銅合金板の表面、表面層、表面層より下方部分のＮｉ−Ｓｉ析出物粒子の個数／μｍ２、表面から１０μｍ未満の厚さの範囲の結晶粒内に固溶しているＳｉの濃度（質量％）を測定した。
銅合金板の表面、表面層、表面層より下方部分のＮｉ−Ｓｉ析出物粒子の個数／μｍ２は、次の様にして求めた。
前処理として、１０ｍｍ×１０ｍｍ×０．３ｍｍの試料を１０％硫酸に１０分間浸漬した後、水洗、エアブローにより散水した後に、日立ハイテクノロジーズ社製フラットミリング（イオンミリング）装置で、加速電圧５ｋＶ、入射角５°、照射時間１時間にて表面処理を施した。
次に、日立ハイテクノロジーズ社製電解放射型電子顕微鏡Ｓ−４８００を使用し、２万倍にて、その試料の表面を観察し、１００μｍ２中の粒径２０〜８０ｎｍのＮｉ−Ｓｉ析出物粒子の個数、１００μｍ２中の粒径１００ｎｍを超えるＮｉ−Ｓｉ析出物粒子の個数をカウントし、個数／ｍｍ２に換算した。測定箇所を変更してこの測定を１０回実施し、その平均値をそれぞれのＮｉ−Ｓｉ析出物粒子の個数とした。
次に、表面層（表面から厚さ方向に板厚全体の２０％までの深さの地点）、表面層より下方部分を観察し、１００μｍ２中の粒径が２０〜８０ｎｍのＮｉ−Ｓｉ析出物粒子の個数をカウントし、個数／ｍｍ２に換算した。
測定箇所を変更してこの測定を１０回実施し、その平均値をそれぞれのＮｉ−Ｓｉ析出物粒子の個数とした。
これらの結果から、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、表面層より下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／ｍｍ２とし、そのａ／ｂを求めた。
銅合金板の表面、表面層、表面層より下方部分のＮｉ−Ｓｉ析出物粒子の個数／μｍ２は、次の様にして求めた。
前処理として、１０ｍｍ×１０ｍｍ×０．３ｍｍの試料を１０％硫酸に１０分間浸漬した後、水洗、エアブローにより散水した後に、日立ハイテクノロジーズ社製フラットミリング（イオンミリング）装置で、加速電圧５ｋＶ、入射角５°、照射時間１時間にて表面処理を施した。
次に、日立ハイテクノロジーズ社製電解放射型電子顕微鏡Ｓ−４８００を使用し、２万倍にて、その試料の表面を観察し、１００μｍ２中の粒径２０〜８０ｎｍのＮｉ−Ｓｉ析出物粒子の個数、１００μｍ２中の粒径１００ｎｍを超えるＮｉ−Ｓｉ析出物粒子の個数をカウントし、個数／ｍｍ２に換算した。測定箇所を変更してこの測定を１０回実施し、その平均値をそれぞれのＮｉ−Ｓｉ析出物粒子の個数とした。
次に、表面層（表面から厚さ方向に板厚全体の２０％までの深さの地点）、表面層より下方部分を観察し、１００μｍ２中の粒径が２０〜８０ｎｍのＮｉ−Ｓｉ析出物粒子の個数をカウントし、個数／ｍｍ２に換算した。
測定箇所を変更してこの測定を１０回実施し、その平均値をそれぞれのＮｉ−Ｓｉ析出物粒子の個数とした。
これらの結果から、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、表面層より下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／ｍｍ２とし、そのａ／ｂを求めた。
表面から１０μｍ未満の厚さの範囲の結晶組織において、結晶粒内に固溶しているＳｉの濃度は、次のようにして求めた。
日本電子社製透過型電子顕微鏡ＪＥＭ−２０１０Ｆを使用し、５万倍にて、その試料の圧延方向垂直断面の表面より深さ８μｍの地点の結晶粒内に固溶しているＳｉの濃度を観察した。測定箇所を変更してこの測定を１０回実施し、その平均値をＳｉの濃度とした。
これらの結果を表２に示す。
日本電子社製透過型電子顕微鏡ＪＥＭ−２０１０Ｆを使用し、５万倍にて、その試料の圧延方向垂直断面の表面より深さ８μｍの地点の結晶粒内に固溶しているＳｉの濃度を観察した。測定箇所を変更してこの測定を１０回実施し、その平均値をＳｉの濃度とした。
これらの結果を表２に示す。
次に、各銅合金薄板から得られた試料につき、引張強さ、導電率、せん断加工性、耐金型磨耗性を測定した。
引張強さは、ＪＩＳ５号試験片にて測定した。
導電率は、ＪＩＳ−Ｈ０５０５に基づいて測定した。
金型磨耗性は、日本伸銅協会技術標準ＪＣＢＡ Ｔ３１０の試験方法に従って、インストロン・ジャパン株式会社製４２０４型万能材料試験を使用し、パンチ形状を直径１０mmφの円形、クリアランスを５％、せん断速度を２５mm/minとして、せん断加工試験を実施してせん断応力を測定し、せん断抵抗率（材料のせん断応力／材料の引張強度）を算出した。せん断抵抗率が低いほど、耐金型磨耗性は向上するものと推察される。
せん断加工性は、材料のせん断時におけるバリ長さにて評価し、日本伸銅協会技術標準ＪＣＢＡ Ｔ３１０の試験方法に従い、インストロン・ジャパン株式会社製４２０４型万能材料試験にて、パンチ形状を直径１０mmφの円形、クリアランスを５％、せん断速度を２５ｍｍ／ｍｉｎとして、せん断加工試験を実施した。バリ長さは、打ち抜いた試験片の円周方向９０°毎の４箇所のバリ長さを測定し、その平均値をバリ長さとした。
これらの結果を表２に示す。
引張強さは、ＪＩＳ５号試験片にて測定した。
導電率は、ＪＩＳ−Ｈ０５０５に基づいて測定した。
金型磨耗性は、日本伸銅協会技術標準ＪＣＢＡ Ｔ３１０の試験方法に従って、インストロン・ジャパン株式会社製４２０４型万能材料試験を使用し、パンチ形状を直径１０mmφの円形、クリアランスを５％、せん断速度を２５mm/minとして、せん断加工試験を実施してせん断応力を測定し、せん断抵抗率（材料のせん断応力／材料の引張強度）を算出した。せん断抵抗率が低いほど、耐金型磨耗性は向上するものと推察される。
せん断加工性は、材料のせん断時におけるバリ長さにて評価し、日本伸銅協会技術標準ＪＣＢＡ Ｔ３１０の試験方法に従い、インストロン・ジャパン株式会社製４２０４型万能材料試験にて、パンチ形状を直径１０mmφの円形、クリアランスを５％、せん断速度を２５ｍｍ／ｍｉｎとして、せん断加工試験を実施した。バリ長さは、打ち抜いた試験片の円周方向９０°毎の４箇所のバリ長さを測定し、その平均値をバリ長さとした。
これらの結果を表２に示す。
これらの結果より、実施例の本発明のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板は、引張強度、導電率を維持しながら、優れた耐金型磨耗性及びせん断加工性を有していることがわかる。
以上、本発明の実施形態の製造方法について説明したが、本発明はこの記載に限定されることはなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲において種々の変更を加えることが可能である。
本発明の耐金型磨耗性及びせん断加工性が良好なＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板は、自動車の電気接続用コネクタやプリント基板の接続端子等の導電部材として利用することができる。
本発明者らは、鋭意検討の結果、１．０〜４．０質量％のＮｉ、０．２〜０．９質量％のＳｉを含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなり、表面の粒径２０〜８０ｎｍのＮｉ−Ｓｉ析出物粒子の個数が１．５×１０６〜５．０×１０６個／ｍｍ２であり、表面の粒径１００ｎｍを超えるＮｉ−Ｓｉ析出物粒子の個数が０．５×１０５〜４．０×１０５個／ｍｍ２であり、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／ｍｍ２とした場合に、ａ／ｂが０．５〜１．５であり、表面から１０μｍ未満の厚みの範囲の結晶粒内に固溶しているＳｉの濃度が０．０３〜０．４質量％であるＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板は、引張強度、導電率を維持しながら、優れた耐金型磨耗性及びせん断加工性を有することを見出した。
即ち、本発明の耐金型磨耗性及びせん断加工性が良好なＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板は、１．０〜４．０質量％のＮｉ、０．２〜０．９質量％のＳｉを含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなり、表面の粒径２０〜８０ｎｍのＮｉ−Ｓｉ析出物粒子の個数が１．５×１０６〜５．０×１０６個／ｍｍ２であり、表面の粒径１００ｎｍを超えるＮｉ−Ｓｉ析出物粒子の個数が０．５×１０５〜４．０×１０５個／ｍｍ２であり、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／ｍｍ２とした場合に、ａ／ｂが０．５〜１．５であり、表面から１０μｍ未満の厚みの範囲の結晶粒内に固溶しているＳｉの濃度が０．０３〜０．４質量％であることを特徴とする。
本発明の耐金型磨耗性及びせん断加工性が良好なＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板の製造方法は、熱間圧延、冷間圧延、溶体化処理、時効処理、最終冷間圧延、歪み取り焼鈍をこの順序で含む工程で前記Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板を製造するに際して、熱間圧延最終パス終了後の冷却を開始温度３５０〜４５０℃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時間で実施することを特徴とする。
熱間圧延最終パス終了後の冷却を開始温度３５０〜４５０℃で実施することにより、粗大析出物粒子を生成し、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％以上で実施することにより、強圧延にて析出物粒子を再固溶し易い状態とし、溶体化処理を８００〜９００℃で６０〜１２０秒間で実施することにより、粗大析出物粒子以外の析出物粒子を出来るだけ固溶させて、（１）表面の粒径２０〜８０ｎｍのＮｉ−Ｓｉ析出物粒子の個数が１．５×１０６〜５．０×１０６個／ｍｍ２とし、（２）表面の粒径１００ｎｍを超えるＮｉ−Ｓｉ析出物粒子の個数が０．５×１０５〜４．０×１０５個／ｍｍ２とし、（３）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、表面層より下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／ｍｍ２とした場合に、ａ／ｂが０．５〜１．５とする。これにより、引張強度、導電率を維持しながら、優れた耐金型磨耗性を得ることができる。
熱間圧延最終パス終了後の冷却開始温度、溶体化処理前の冷間圧延を１パス当たりの平均圧延率と総圧延率、溶体化処理の何れか一つが前述の数値範囲を外れても、その銅合金組織は、（１）、（２）、（３）の全てを満たすことはできない。
溶体化処理前の冷間圧延とは、冷間圧延を焼鈍処理等を介して複数回行った後に溶体化処理を行う場合には、その溶体化処理前の最後の冷間圧延を指す。
更に、時効処理を４００〜５００℃で７〜１４時間で実施することにより、表面から１０μｍ未満の結晶粒内に固溶しているＳｉの濃度を０．０３〜０．４質量％とする。これにより、優れたせん断加工性を得ることができる。
時効処理条件が前述の範囲外であると、表面から１０μｍ未満の結晶粒内に固溶しているＳｉの濃度は、前述の範囲内に入らない。
熱間圧延最終パス終了後の冷却開始温度、溶体化処理前の冷間圧延を１パス当たりの平均圧延率と総圧延率、溶体化処理の何れか一つが前述の数値範囲を外れても、その銅合金組織は、（１）、（２）、（３）の全てを満たすことはできない。
溶体化処理前の冷間圧延とは、冷間圧延を焼鈍処理等を介して複数回行った後に溶体化処理を行う場合には、その溶体化処理前の最後の冷間圧延を指す。
更に、時効処理を４００〜５００℃で７〜１４時間で実施することにより、表面から１０μｍ未満の結晶粒内に固溶しているＳｉの濃度を０．０３〜０．４質量％とする。これにより、優れたせん断加工性を得ることができる。
時効処理条件が前述の範囲外であると、表面から１０μｍ未満の結晶粒内に固溶しているＳｉの濃度は、前述の範囲内に入らない。
Claims (9)
- １．０〜４．０質量％のＮｉ、０．２〜０．９質量％のＳｉを含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなり、表面の粒径２０〜８０ｎｍのＮｉ−Ｓｉ析出物粒子の個数が１．５×１０６〜５．０×１０６個／ｍｍ２であり、表面の粒径１００ｎｍを超えるＮｉ−Ｓｉ析出物粒子の個数が０．５×１０５〜４．０×１０５個／ｍｍ２であり、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、前記表面層より下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／ｍｍ２とした場合に、ａ／ｂが０．５〜１．５であり、表面から１０μｍ未満の厚さの範囲の結晶粒内に固溶しているＳｉの濃度が０．０３〜０．４質量％であることを特徴とする耐金型磨耗性及びせん断加工性が良好なＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板。
- 更にＳｎを０．２〜０．８質量％、Ｚｎを０．３〜１．５質量％含有することを特徴とする請求項１に記載の耐金型磨耗性及びせん断加工性が良好なＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板。
- 更にＭｇを０．００１〜０．２質量％含有することを特徴とする請求項１或いは請求項２に記載の耐金型磨耗性及びせん断加工性が良好なＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板。
- 更にＦｅ：０．００７〜０．２５質量％、Ｐ：０．００１〜０．２質量％、Ｃ：０．０００１〜０．００１質量％、Ｃｒ：０．００１〜０．３質量％、Ｚｒ：０．００１〜０．３質量％を１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１或いは請求項２に記載の耐金型磨耗性及びせん断加工性が良好なＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板。
- 更にＦｅ：０．００７〜０．２５質量％、Ｐ：０．００１〜０．２質量％、Ｃ：０．０００１〜０．００１質量％、Ｃｒ：０．００１〜０．３質量％、Ｚｒ：０．００１〜０．３質量％を１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項３に記載の耐金型磨耗性及びせん断加工性が良好なＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板。
- 請求項１或いは請求項２に記載の耐金型磨耗性及びせん断加工性が良好なＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板の製造方法であって、熱間圧延、冷間圧延、溶体化処理、時効処理、最終冷間圧延、歪み取り焼鈍をこの順序で含む工程で前記Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板を製造するに際して、熱間圧延最終パス終了後の冷却開始温度を３５０〜４５０℃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時間で実施することを特徴とする前記Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板の製造方法。
- 請求項３に記載の耐金型磨耗性及びせん断加工性が良好なＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板の製造方法であって、熱間圧延、冷間圧延、溶体化処理、時効処理、最終冷間圧延、歪み取り焼鈍をこの順序で含む工程で前記Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板を製造するに際して、熱間圧延最終パス終了後の冷却開始温度を３５０〜４５０℃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時間で実施することを特徴とする前記Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板の製造方法。
- 請求項４に記載の耐金型磨耗性及びせん断加工性が良好なＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板の製造方法であって、熱間圧延、冷間圧延、溶体化処理、時効処理、最終冷間圧延、歪み取り焼鈍をこの順序で含む工程で前記Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板を製造するに際して、熱間圧延最終パス終了後の冷却開始温度を３５０〜４５０℃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時間で実施することを特徴とする前記Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板の製造方法。
- 請求項５に記載の耐金型磨耗性及びせん断加工性が良好なＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板の製造方法であって、熱間圧延、冷間圧延、溶体化処理、時効処理、最終冷間圧延、歪み取り焼鈍をこの順序で含む工程で前記Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板を製造するに際して、熱間圧延最終パス終了後の冷却開始温度を３５０〜４５０℃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時間で実施することを特徴とする前記Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板の製造方法。
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