WO2010071220A1 - 電気電子部品用銅合金材およびその製造方法 - Google Patents

電気電子部品用銅合金材およびその製造方法 Download PDF

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WO2010071220A1
WO2010071220A1 PCT/JP2009/071263 JP2009071263W WO2010071220A1 WO 2010071220 A1 WO2010071220 A1 WO 2010071220A1 JP 2009071263 W JP2009071263 W JP 2009071263W WO 2010071220 A1 WO2010071220 A1 WO 2010071220A1
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copper alloy
alloy material
density
mass
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佐藤　浩二
清慈 廣瀬
洋 金子
亮佑 松尾
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古河電気工業株式会社
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    • H01B1/02—Conductors or conductive bodies characterised by the conductive materials; Selection of materials as conductors mainly consisting of metals or alloys
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/08—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of copper or alloys based thereon
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    • H01R13/00—Details of coupling devices of the kinds covered by groups H01R12/70 or H01R24/00 - H01R33/00
    • H01R13/02—Contact members
    • H01R13/03—Contact members characterised by the material, e.g. plating, or coating materials

Definitions

  • the present invention relates to a copper alloy material for electrical and electronic parts suitable for electrical and electronic parts such as terminals and connectors, and a method for producing the same.
  • Copper alloys such as phosphor bronze (JIS C5210, JIS C5191, etc.) or brass (JIS C2600) have excellent workability and mechanical strength, so connectors, terminals, etc. for electronic devices and automotive wiring applications It is used for electrical and electronic parts.
  • Patent Documents 1 to 3 do not satisfy all of the strength (tensile strength), bending workability, and punching workability.
  • the present inventors have found that punching workability can be improved while maintaining strength (tensile strength) and bending workability, and further investigation This has led to the completion of the present invention.
  • an object of the present invention is to provide a copper alloy material excellent in various properties (particularly tensile strength, bending workability, punching workability) required for electrical and electronic parts such as connector terminals.
  • a compound having a smaller diameter (compound X below) that refines crystal grains in a copper alloy and a compound having a larger diameter (compound Y below) that improve punching workability are respectively present.
  • One of the features is that it is contained in an appropriate amount.
  • two kinds of compounds having different sizes can be generated through a specific process. That is, according to the present invention, the following solutions are provided.
  • the average diameter of crystal grains being 1
  • Compound X having an average diameter of 30 to 300 nm and a density of 10 4 to 10 8 particles / mm 2 is distributed, and Compound Y having an average diameter of more than 0.3 ⁇ m and 5.0 ⁇ m or less is distributed.
  • a copper alloy material for electrical and electronic parts characterized by being distributed at a density of 10 2 to 10 6 pieces / mm 2 and having a tensile strength of 600 MPa or more, [3] The copper alloy material for electrical and electronic parts according to [1] or [2], wherein the average value of the average diameter of the compound X is 50 nm or more and 200 nm or less, [4] The copper alloy material for electrical and electronic parts according to [1] or [2], wherein the average value of the average diameter of the compound Y is 0.5 ⁇ m or more and 3.0 ⁇ m or less, [5] For the compound Y, a ratio represented by ⁇ (density of compound Y in a region within 10% thickness from the surface layer) / (density of compound Y in a region of thickness 40 to 60% from the surface layer) ⁇ The copper alloy material for electrical and electronic parts according to any one of [1] to [4], wherein is 0.8 to 1.0, [6] A method for producing a copper alloy material for electrical and
  • the copper alloy material for electrical and electronic parts of the present invention has a high tensile strength (TS) of 600 MPa or higher, and preferably has a tensile strength of 700 MPa or higher.
  • TS tensile strength
  • 800 Mpa or less is preferable.
  • the copper alloy material of the present invention can improve punching workability without impairing strength (tensile strength) and bending workability, and is a high level required for copper alloys for terminals and connectors for electric and electronic parts, for example.
  • the following characteristics can be obtained.
  • a plate material is particularly referred to as a copper alloy material.
  • the shape of the copper alloy material of the present invention is preferably plate-shaped (plate material, strip material, etc.) on the premise that it is punched.
  • the copper alloy material of the present invention by containing at least one element of iron (Fe) or nickel (Ni) and phosphorus (P) in the copper alloy, a compound composed of these additional elements (specifically, Fe-P, Ni-P, Fe-Ni-P).
  • this compound is defined by dividing it into fine compound X (diameter of 30 nm to 300 nm) and compound Y larger than compound X (diameter of greater than 0.3 ⁇ m to 5.0 ⁇ m).
  • the diameter (average diameter) and density of the compound were measured by taking a photograph of a cross section in the rolling parallel direction with a transmission electron microscope and measuring the diameter (average value of the major axis and minor axis) and density of the compound on the photograph. Is.
  • the reason why the average diameter of the compound X in the copper alloy is in the range of 30 nm or more and 300 nm or less is to refine the crystal grains. If the particle is too small, the grain boundary cannot be pinned, and the effect of refining the crystal grain cannot be obtained. On the other hand, for grains larger than this, the above-mentioned grain boundary pinning and the resulting grain refinement effect are small.
  • the average diameter of the compound X is preferably 50 nm or more and 200 nm or less. Moreover, the average value of the average diameter of the compound X is preferably 50 nm or more and 200 nm or less.
  • a compound having an average diameter of less than 30 nm hardly affects punching workability and bending workability, but if the density of such a compound becomes too high, compound X or compound The density of Y decreases. Therefore, the density of the compound having an average diameter of less than 30 nm is preferably as low as possible.
  • the reason why the density of the compound X is 10 4 to 10 8 pieces / mm 2 is that the above crystal grains can be produced stably. If the density of the compound X is too low, the growth of crystal grains cannot be suppressed, resulting in coarsening. If the density of the compound X is too high, the diameter of the compound becomes small and the growth of crystal grains cannot be suppressed, and the crystal grains become coarse.
  • the density of the compound X is preferably 10 5 to 10 8 pieces / mm 2 , more preferably 10 6 to 10 8 pieces / mm 2 .
  • the reason why the average diameter of the compound Y is set to be larger than 0.3 ⁇ m and not larger than 5.0 ⁇ m is to improve the punching workability. Particles that are larger than this cause stress concentration during bending and cause bending cracks starting from this point. On the other hand, with particles smaller than this, the effect of improving punchability is small. Moreover, when there are too many compounds smaller than the compound Y, the density of the compound Y will fall.
  • the average diameter of Compound Y is preferably 0.5 ⁇ m or more and 3.0 ⁇ m or less. Moreover, the average value of the average diameter of the compound Y becomes like this. Preferably they are 0.5 micrometer or more and 3.0 micrometers or less, More preferably, they are 0.6 micrometer or more and 3.0 micrometers or less.
  • the reason why the density of the compound Y is 10 2 to 10 6 pieces / mm 2 is that the punching processability is improved. If the density of the compound Y is too low, the punching processability cannot be improved because the density of the compound Y, which should be the starting point of the crack at the time of punching, is low. If the density of the compound Y is too high, the diameter of the compound becomes small and the growth of crystal grains cannot be suppressed, resulting in coarsening. Moreover, bending workability is deteriorated.
  • the density of the compound Y is preferably 10 3 to 10 5 pieces / mm 2 .
  • the copper alloy material of the present invention contains tin (Sn), phosphorus (P), iron (Fe) and / or nickel (Ni), and other additive elements as necessary, with the balance being copper (Cu) and It consists of inevitable impurities.
  • the reason why the Sn content is 3.0 to 13.0 mass% is that the strength (tensile strength) is improved. If the amount is too small, the strength obtained by solid solution strengthening is insufficient. If the amount is too large, a highly brittle Cu—Sn intermetallic compound is formed, resulting in a problem of deterioration of workability.
  • the content is preferably 5.0 to 11.0% by mass, more preferably 7.0 to 11.0% by mass.
  • Fe and Ni contained in the copper alloy material of the present invention are each preferably 0.01 to 1.0% by mass, and the total of either one or two of these is 0.01 to 2.0% by mass. %.
  • the Fe content is preferably 0.05 to 0.5% by mass.
  • the content of Ni is preferably 0.02 to 0.4% by mass.
  • the total content of either one or two of Fe and Ni is preferably 0.05 to 0.5% by mass.
  • the copper alloy material of the present invention contains 0.01 to 1.0% by mass of P, more preferably 0.03 to 0.30% by mass.
  • the amount of (Fe + Ni) of the compound constituting the compound Y is 68 to 88% by mass and the amount of P is 10 to 25% by mass, it is possible to stably disperse particles that exert an effect on press punchability.
  • the punching workability can be improved.
  • the total content may not be 100% by mass because the compound Y may contain other elements (for example, Cu, Sn, etc.).
  • the copper alloy material of the present invention may contain at least one selected from cobalt (Co), chromium (Cr), and manganese (Mn). These Co, Cr, and Mn are crystallized or precipitated as a second phase (compound) with phosphorus (P), and are effective in controlling the crystal grain size and improving the punching workability.
  • Co, Cr, and Mn are crystallized or precipitated as a second phase (compound) with phosphorus (P), and are effective in controlling the crystal grain size and improving the punching workability.
  • the reason why the total content of one or more of Co, Cr, and Mn is 0.01 to 1.0% by mass is that the effect is not sufficiently obtained if the content is too small. If the amount is too large, a coarse compound is crystallized at the time of casting, and the bending workability is deteriorated.
  • the reason why the average diameter (average crystal grain size) of the crystal grains of the copper alloy material is 1.0 to 5.0 ⁇ m is that both strength (tensile strength) and bending workability are excellent. If it is too small, the deterioration of ductility is more remarkable than the improvement of strength (tensile strength), and as a result, the toughness is inferior and the bending workability deteriorates. Moreover, there exists a problem that it cannot manufacture stably industrially. If it is too large, there arises a problem that the strength (tensile strength) obtained by crystal grain refinement is insufficient.
  • the thickness is preferably 1.0 to 2.0 ⁇ m.
  • ⁇ (the density of the compound Y in the region within 10% of the plate thickness from the plate surface layer) / (Density of Compound Y in the Region of Plate Thickness 40 to 60% from Plate Surface Layer) ⁇ is preferably 0.8 to 1.0.
  • the deformation of the material at the time of pressing is considered to break from the surface layer, causing a crack and breaking. Therefore, when there are few crystallized substances (compound Y) which become the starting point of a crack in a surface layer, it will become a material which does not produce a fracture
  • the surface layer has a high cooling rate during casting and a small amount of crystallized substances.
  • the mold and the hard crystallized product will hit, and the mold will be worn out. This is considered that the extreme surface layer has a large amount of compound segregation.
  • the segregation hardly occurs in the copper alloy material of the present invention, good punchability can be exhibited.
  • an ingot produced under conditions where the cooling rate during casting is higher than 1 ° C./second and lower than 100 ° C./second is subjected to a homogenous treatment, and then the surface is the sum of both front and back surfaces.
  • a recrystallized structure with a grain size of 1-5 ⁇ m is industrially produced. Can be stably produced, and variations in the processed structure and grain size in the obtained recrystallized structure can be suppressed.
  • the amount of crystallized material can be controlled by regulating the cooling rate of casting, the dispersion amount of compound Y can be set to the prescribed value, the surface is faced by 1 mm or more, and cold rolling and intermediate annealing are performed.
  • the rolling process is performed by cold rolling, and hot rolling is not performed. This is because hot cracking (hot rolling) of the copper alloy material of the present invention may cause processing cracks.
  • cold rolling and intermediate annealing it is possible to prevent the obtained copper alloy material from becoming too hard, and to prevent processing cracks due to being too hard when thinning to a predetermined thickness.
  • each process will be as follows.
  • An alloy composed of Sn, P, other additive elements and the balance Cu is melted in a high-frequency melting furnace or the like, and cast at a cooling rate higher than 1 ° C./second and lower than 100 ° C./second. obtain.
  • This ingot is subjected to a homogenization heat treatment at 850 ° C. to 600 ° C.
  • the relationship between time and temperature is (780 ° C., 0.7 hours), (780 ° C., 4 hours) , (600 ° C., 10 hours) and (600 ° C., 2.5 hours) are subjected to homogenization heat treatment under the conditions of temperature and time surrounded by a straight line connecting the four points.
  • Such preferable temperature and time homogenization heat treatment conditions are shown in FIG.
  • the range enclosed by the trapezoid in FIG. 4 is the range of preferable homogenization heat treatment conditions.
  • the homogenization heat treatment is preferably a relatively short time when the temperature is high, and a relatively long time when the temperature is low.
  • the homogenization heat treatment temperature is too high, the crystallized product produced by casting is dissolved, and as a result, the compound Y contributing to the improvement of the punching workability is reduced. Further, even when the temperature of the homogenization heat treatment is low, if the heat treatment is performed for a long time, the compound becomes coarse and the number of compounds Y decreases, which is not preferable. It is particularly preferable to strictly control the homogenization temperature. After homogenization heat treatment, it is slowly cooled and the surface is faced by 1 mm or more. This amount of chamfering is preferably 2 mm or more. Although there is no restriction
  • cold rolling a of 40 to 70% is performed, and heat treatment a is performed at 550 to 750 ° C. for 1 to 10 hours in an inert gas atmosphere, followed by gradual cooling.
  • cold rolling b is performed at a rolling processing rate of 40 to 80%, heat treatment b is performed at 350 to 550 ° C. for 1 to 10 hours in an inert gas atmosphere, and a structure having an average crystal grain size of 5 to 20 ⁇ m is formed. obtain.
  • the material after the heat treatment b is subjected to cold rolling c at a processing rate of 40 to 80% and then heat treatment c at 300 to 550 ° C. for 10 to 120 seconds to obtain a recrystallized structure.
  • heat treatment d is performed at 300 to 550 ° C. for 5 to 200 seconds.
  • the heating rate and the cooling rate are each preferably 5 ° C./second to 80 ° C./second, and more preferably about 40 ° C./second.
  • the cold rolling d stores a driving force for recrystallization in the heat treatment d, and a structure having a crystal grain size of 1 to 5 ⁇ m is obtained at the end of the heat treatment d.
  • Compound X mainly occurs in heat treatment c and heat treatment d.
  • the compound Y mainly occurs in casting, homogeneous heat treatment, heat treatment a, and heat treatment b. Further, after the heat treatment step d, the compound X and the compound Y are uniformly dispersed.
  • the working rate in the cold working b between the heat treatment a and the heat treatment b is preferably 40 to 80%, preferably 50 to 70%. When this processing rate is too high, processing cracks are caused. When the processing rate is too low, recrystallization is not completed in heat treatment b, so that there is a problem of causing work cracks in cold working after heat treatment b.
  • the crystal grain size, the size of the compound X and the compound Y, and the formation density defined in the present invention can be adjusted in addition to the alloy composition, casting conditions, homogenization heat treatment, It is conditions, such as heat processing (a, b, c, d) and cold rolling (a, b, c, d), and the target copper alloy material can be obtained by prescribing this as described above. .
  • the cold rolling b and the heat treatment b, and the cold rolling d and the heat treatment d are performed as necessary and can be omitted.
  • the processing rate of each rolling is 40% or more, a coarse compound is crushed during rolling, and the density of the compound Y can be increased.
  • the copper alloy material of the present invention can be suitably used for electrical and electronic parts such as connectors, terminals, relays, switches, and lead frames.
  • the alloy of the example was produced as follows. An alloy composed of Sn, 0.07% by mass of P, other additive elements, and the balance of Cu described in each example was melted in a high-frequency melting furnace, and the cooling rate during casting was from 1 ° C./second. DC (Direct Chill) casting was performed at a speed slower than 100 ° C./second to obtain an ingot having a thickness of 30 mm, a width of 100 mm, and a length of 150 mm.
  • this ingot was subjected to a homogenization treatment by heating at 800 ° C. for 1 hour, gradually cooled, and both surfaces were chamfered by 2 mm or more to remove the oxide film.
  • cold rolling a was performed at a processing rate of 40 to 70%, and heat treatment a was performed at 550 to 750 ° C. for 1 to 10 hours in an inert gas atmosphere, followed by slow cooling.
  • cold rolling b is performed at a rolling processing rate of 40 to 80% to obtain a plate material having a thickness of 2 to 5 mm, and heat treatment b is performed at 350 to 550 ° C. for 1 to 10 hours in an inert gas atmosphere, and 5 to 20 ⁇ m.
  • the material after the heat treatment b was subjected to cold rolling c at a processing rate of 40 to 80% and then heat treatment c at 300 to 550 ° C. for 10 to 120 seconds.
  • the plate material having a structure having an average crystal grain size of 1 to 15 ⁇ m subjected to the heat treatment c is subjected to cold rolling d at a processing rate of 40 to 70%, and then a heat treatment d of 300 to 550 ° C. for 5 to 200 seconds. Went.
  • the heating rate and the cooling rate were 40 ° C./second.
  • final cold rolling was performed at a processing rate of 10 to 20%, and then a strain relief heat treatment was performed at 150 to 250 ° C.
  • Comparative Examples 8 and 9 are examples in which the effect when the condition of the cooling rate of casting was changed was investigated. Comparative Example 8 was carried out in the same manner as the above-described example except that the casting cooling rate was 120 ° C./second, and Comparative Example 9 was carried out at a casting cooling rate of 0.5 ° C./second.
  • the measurement was performed according to the cutting method of JIS-H0501, and the cross-section of the specimen was mirror-polished and then etched, and photographed with a scanning electron microscope (SEM) at a magnification of 1000 times.
  • SEM scanning electron microscope
  • a 200 mm line segment was drawn on this photograph, the number of crystal grains n cut by the line segment was counted, and the average crystal grain size was determined from the formula (200 mm / (n ⁇ 1000)).
  • the number of crystal grains cut by the line segment is less than 20
  • the number n of crystal grains cut by a line segment of 200 mm in length is counted in a 500 times photograph, and the formula of (200 mm / (n ⁇ 500)) I asked for it.
  • d the formula of (200 mm / (n ⁇ 500)
  • the test material is punched out to a diameter of 3 mm, and a region of 40 to 60% of the plate thickness from the plate surface layer becomes a thin film by using a twin jet polishing method. After polishing, three arbitrary 1000 to 100,000 times photographs were taken with a transmission electron microscope having an acceleration voltage of 300 kV, and the particle size and density of the compound were measured on the photographs.
  • the particle size the average value of the range of the particle size of Compound X and the range of the particle size of Compound Y is shown in the table as an integer multiple of 0.005 mm.
  • n 10 (n is the number of fields of observation), and the number was measured so as to eliminate the local deviation of the number. The number was calculated to the number per unit area (pieces / mm 2 ).
  • Press punching process After polishing the mold, each sample was punched in a square shape with a size of 3 mm x 5 mm and subjected to continuous pressing 500 times per minute. At the stage where burrs exceeding 10 ⁇ m were generated on the surface, pressing was stopped and the number of shots up to that point was measured.
  • This measurement is performed three times, and those with a minimum number of shots of 3 million times or more are indicated by “ ⁇ ” in the table as being particularly excellent in punching ability, and those with a minimum number of shots of 2 million times or more “ ⁇ ” in the table indicates that the punching property is good, and the average number of shots is 2 million times or more and the punching property is good, but the minimum number of shots is less than 2 million times.
  • “ ⁇ ” indicates that there is variation
  • “ ⁇ ” indicates that the average number of shots is less than 2 million shots as inferior punching performance.
  • the evaluation results are shown as “Punchability (1)” in the following table.
  • Examples 1 to 18 of the present invention show excellent properties in strength (tensile strength), bending workability, and punching workability.
  • Comparative Example 1 since Sn is less than 3.0% by mass, the crystal grain size is large and the strength (tensile strength) is low.
  • Comparative Example 2 is so-called phosphor bronze in which only Sn and P are added to Cu. However, since there is no compound (X and Y), strength (tensile strength), bending workability, and punching workability are poor.
  • the total amount of Fe and Ni is not less than the upper limit, and the number of compounds Y is too large, so that the bending workability is poor.
  • Comparative Examples 4 and 5 the content of Fe and Ni is more than the upper limit, and the number of compounds Y is too large, so that the bending workability is poor.
  • Comparative Example 6 since the total amount of Fe and Ni is less than the lower limit, the crystal grain size is large, and both the compounds X and Y are too small, and the bending workability and punching workability are poor.
  • Comparative Example 7 has poor bending workability because the Sn content is not less than the upper limit.
  • Comparative Example 8 since the casting cooling rate was too high, the amount of compound (crystallized product) was small, and the density of compound Y was lower than the lower limit, so that the punching workability was poor.
  • Comparative Example 9 since the cooling rate of casting was too slow, the amount of compound X produced was small, and a coarse compound (crystallized product) larger than 5 ⁇ m was produced, so that bending workability was poor.
  • Comparative Example 10 since the content of P was too large, cracks occurred during cold rolling and production was stopped.
  • Comparative Example 11 since the content of P was too small, the amount of compounds X and Y produced was small, the particles were large and coarse, and had poor bending workability and poor punching workability. .
  • Comparative Example 12 is an example in which the heat treatment d was performed at less than 300 ° C., but the recrystallization was insufficient, the crystal grain size was too small, and the bending workability was inferior.
  • Example 4 shows the existence density of compound Y in the plate thickness direction. ⁇ (density of compound Y in a region within 10% of plate thickness from plate surface layer) / (plate thickness from plate surface layer 40).
  • Table 2 shows the results (Examples 4-2 to 4-4) of investigating the effect of changing the ratio represented by (the density of compound Y in the region of ⁇ 60%) ⁇ . The ratio was adjusted by changing the chamfering amount.
  • both the front and back surfaces were chamfered by 3 mm each, whereas in Example 4-2 of the present invention, 2 mm, in Example 4-3, 1 mm, and in Example 4-4, 0.5 mm.
  • a plate material was obtained in the same manner as in Example 4 except that the amount of the one-side face was changed.
  • Example 4-2 of the present invention is a case where the amount of chamfering on one side is 2 mm, and shows particularly excellent punching workability.
  • Invention Example 4-3 shows a case where the amount of one-side chamfering is 1 mm, but shows good punching characteristics.
  • Inventive Example 4-4 was a case where the amount of face chamfering on one side was 0.5 mm, but because of the high density of Compound Y on the surface of the plate, Inventive Example 4-2 and Inventive Example 4-3 In comparison, although the variation was seen, the punching workability was still good.
  • inventive examples 4-5 to 4-7 all show good characteristics.
  • Table 4 shows the results of tests conducted in the same manner as in Examples 1 to 4 except that the conditions for the homogenization heat treatment were changed.
  • Inventive Examples 1A to 1N, Inventive Examples 2A to 2N, Inventive Examples 3A to 3N, Inventive Examples 4A to 4N respectively, use the same ingot as in Inventive Examples 1 to 4, and use the same ingot heat treatment conditions. Except for changing, a plate material was obtained by the same process as in Examples 1 to 4 of the present invention.
  • the evaluation results of press punching workability shown in Table 4 were evaluated under the same conditions as in Tables 1 to 3, and the evaluation criteria for the number of shots were changed.
  • a shot having a minimum number of shots of 5 million times or more is indicated by “ ⁇ ” in the table as being particularly excellent in punchability, and a shot having a minimum value of 3 million times or more and less than 5 million times is indicated.
  • “ ⁇ ” in the table indicates that the punching property is good, and the average number of shots is 3 million times or more and the punching property is good, but the minimum number of shots is less than 3 million times.
  • “ ⁇ ” indicates that there is variation
  • “x” indicates that the average value of the number of shots is less than 3 million times as inferior punching property.
  • the evaluation results are shown as “Punchability (2)” in the following table.
  • Invention Examples 1A to 1J are compared to Invention Example 1
  • Invention Examples 2A to 2J are compared to Invention Example 2
  • Invention Examples 3A to 3J are compared to Invention Example 3.
  • Inventive Examples 4A to 4J all have a higher density of Compound Y than Inventive Example 4, and the variation in the number of punching shots of the press is small, and the punching processability is particularly excellent. .
  • Invention Examples 1L to 1N are compared to Invention Example 1, Invention Examples 2L to 2N are compared to Invention Example 2, Invention Examples 3L to 3N are compared to Invention Example 3, and Invention Example In each of 4L to 4N, the density of the compound Y was decreased compared to Example 4 of the present invention, and therefore Examples 1 to 4 of the present invention showed the results of better punchability.
  • Table 5 shows Examples 19 to 56 of the present invention, which were tested by varying the homogenization heat treatment conditions and the preferable range of the present invention.
  • the evaluation results of press punching workability shown in Table 5 were evaluated under the same conditions as in Table 4.
  • Examples 19 to 56 of the present invention have small variations in the number of shots punched by the press, and are particularly excellent in punching workability.
  • Table 6 shows other comparative examples 13 to 19 of the first invention example and the results.
  • Comparative Examples 13 to 14 shown in Table 6 are examples in which homogenization heat treatment was performed at a temperature of 700 ° C. for 1 hour. In the homogenization treatment under such conditions, compound Y was not sufficiently formed, and as a result, punching workability was inferior. Comparative Examples 15 to 19 are examples in which the homogenization treatment was performed at 800 ° C. for 1 hour. In the homogenization treatment under such a temperature condition, compound Y is not sufficiently formed (compound X is not present as compound Y and compound X or smaller is increased), so the density (distribution) of compound Y is reduced. Inferior to punching workability.

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Abstract

　Ｓｎを３．０～１３．０質量％、Ｆｅ、Ｎｉのどちらか一方または両方の合計で０．０１～２．０質量％、およびＰを０．０１～１．０質量％含有し、残部がＣｕおよび不可避不純物からなる銅合金材であって、結晶粒の平均直径が１．０～５．０μｍであり、平均直径が３０ｎｍ以上３００ｎｍ以下の化合物Ｘが密度１０４～１０８個／ｍｍ２で分布し、平均直径が０．３μｍより大きく５．０μｍ以下の化合物Ｙが密度１０２～１０６個／ｍｍ２で分布し、引張強度が６００ＭＰａ以上である電気電子部品用銅合金材。

Description

電気電子部品用銅合金材およびその製造方法
　本発明は端子・コネクタなどの電気電子部品用に好適な、電気電子部品用銅合金材およびその製造方法に関するものである。
　リン青銅（ＪＩＳ　Ｃ５２１０、ＪＩＳ　Ｃ５１９１など）、あるいは黄銅（ＪＩＳ　Ｃ２６００）などの銅合金は、優れた加工性と機械的強度を有しているため、電子機器や自動車内配線用途のコネクタ、端子などの電気電子部品に用いられている。
　近年、電子機器の小型化、軽量化、および高密度実装化が進展する中で、電気電子部品用の金属材料には、高強度かつ曲げ加工性に優れることが強く求められている。これら電気電子部品は、金型を用いた高速プレス装置により打ち抜き加工されることが常である。この打ち抜き加工の際、材料は金型のパンチによりせん断変形を生じた後に、該材料のパンチの刃先に接した部位から材料内部へのクラック発生によって、破断変形を生じて所定の形状に打ち抜かれる。
　しかし、プレス装置による打ち抜き加工のショット数が増すにつれて、金型のパンチの刃先の磨耗が進み、その結果として刃先に接した部位からのクラック発生が不均一になり、電気電子部品の破断形状が乱れることがある。具体的には、せん断帯と破断帯の段差が大きくなったり、大きなバリが発生したり、破断により生じた材料の大きなカスが発生して、これらのいずれによっても、打ち抜かれた電気電子部品は、所定の形状を保てなくなる。そのため、電気電子部品用材料として、金型磨耗やメンテナンス頻度の低減を目的とした打ち抜き加工性に優れる銅合金材が求められている。
　ところで、銅合金材の強度（引張強度）は加工硬化により容易に高めることができるが、加工硬化材は一般に靭性に劣るために、端子などに加工する際に曲げ割れが発生してしまう問題がある。この問題点を解決するために、銅（Ｃｕ）に鉄（Ｆｅ）とニッケル（Ｎｉ）とリン（Ｐ）を添加することにより第二相の化合物を分散させ、さらに最終冷間加工前の熱処理条件を規定することで結晶粒を微細化し、銅合金材の曲げ性を向上させることが知られている（特許文献１参照）。また、銅合金材の打ち抜き加工性の改善に関しては、リン青銅（Ｃｕ－Ｓｎ－Ｐ系合金）に鉛（Ｐｂ）、ビスマス（Ｂｉ）、カルシウム（Ｃａ）、ストロンチウム（Ｓｒ）、バリウム（Ｂａ）、テルル（Ｔｅ）などの元素を添加し、第二相の化合物を分散させることによりプレス性を向上させることが知られている（特許文献２参照）。また、銅合金材の強度、曲げ加工性、耐応力緩和特性を同時に向上させるための技術として、直径が１～５０ｎｍで密度が１０６～１０１０個／ｍｍ２の析出物と、直径が５０～５００ｎｍで密度が１０４～１０８個／ｍｍ２の析出物とを有する、Ｃｕ－Ｓｎ系合金が知られている（特許文献３参照）。
国際公開第ＷＯ２００２／０５３７９０号パンフレット 特開平１０－１９５５６２号公報 特開２００６－２７４４４５号公報
　しかしながら、特許文献１～３に記載の発明では、強度（引張強度）・曲げ加工性・打ち抜き加工性のすべてを満足するには至っていない。本発明者らは、これまで多用されているリン青銅系材料について種々検討した結果、強度（引張強度）、曲げ加工性を維持しつつ、打ち抜き加工性を改善しうることを知見し、さらに検討を進めて本発明を完成させるに至った。
　そこで、本発明は、コネクタ用端子など電気電子部品に要求される諸特性（特に引張強度、曲げ加工性、打ち抜き加工性）に優れる銅合金材を提供することを課題とする。
　本発明の銅合金材は、銅合金中に結晶粒を微細化する径のより小さい化合物（以下の化合物Ｘ）と打ち抜き加工性を向上させる径のより大きい化合物（以下の化合物Ｙ）とがそれぞれ適量含まれることをその特徴の１つとしている。また、このように大きさの異なる２種の化合物は、特定の工程を経ることで生成させることができる。すなわち、本発明によれば、以下の解決手段が提供される。
［１］Ｓｎを３．０～１３．０質量％、Ｆｅ、Ｎｉのどちらか一方または両方の合計で０．０１～２．０質量％、およびＰを０．０１～１．０質量％含有し、残部がＣｕおよび不可避不純物からなる銅合金材であって、結晶粒の平均直径が１．０～５．０μｍであり、平均直径が３０ｎｍ以上３００ｎｍ以下の化合物Ｘが密度１０４～１０８個／ｍｍ２で分布し、平均直径が０．３μｍより大きく５．０μｍ以下の化合物Ｙが密度１０２～１０６個／ｍｍ２で分布し、引張強度が６００ＭＰａ以上であることを特徴とする電気電子部品用銅合金材、
［２］Ｓｎを３．０～１３．０質量％、Ｆｅ、Ｎｉのどちらか一方または両方の合計で０．０１～２．０質量％、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｎの１種または２種以上を合計で０．０１～１．０質量％、およびＰを０．０１～１．０質量％を含有し、残部がＣｕおよび不可避不純物からなる銅合金材であって、結晶粒の平均直径が１．０～５．０μｍであり、平均直径が３０ｎｍ以上３００ｎｍ以下の化合物Ｘが密度１０４～１０８個／ｍｍ２で分布し、平均直径が０．３μｍより大きく５．０μｍ以下の化合物Ｙが密度１０２～１０６個／ｍｍ２で分布し、引張強度が６００ＭＰａ以上であることを特徴とする電気電子部品用銅合金材、
［３］前記化合物Ｘの平均直径の平均値が５０ｎｍ以上２００ｎｍ以下であることを特徴とする、［１］または［２］に記載の電気電子部品用銅合金材、
［４］前記化合物Ｙの平均直径の平均値が０．５μｍ以上３．０μｍ以下であることを特徴とする、［１］または［２］に記載の電気電子部品用銅合金材、
［５］前記化合物Ｙについて、｛（表層から厚さ１０％以内の領域での化合物Ｙの密度）／（表層から厚さ４０～６０％の領域での化合物Ｙの密度）｝で表わされる比が０．８～１．０である、［１］～［４］のいずれか１項に記載の電気電子部品用銅合金材、
［６］前記［１］～［５］のいずれか１項に記載の電気電子部品用銅合金材を製造する方法であって、鋳造時の冷却速度が１℃／秒より速く１００℃／秒より遅い条件下で作製された鋳塊を均質処理し、表面を１ｍｍ以上面削する工程を施した後、冷間圧延と中間焼鈍を繰り返し、仕上げ圧延、歪取り焼鈍を施すことを特徴とする電気電子部品用銅合金材の製造方法、
［７］仕上げ圧延の直前の最終の中間焼鈍工程を３００～５５０℃で行うことを特徴とする［６］に記載の電気電子部品用銅合金材の製造方法。
　本発明の電気電子部品用銅合金材は、引張強度（ＴＳ）が６００ＭＰａ以上と高強度であり、好ましくは引張強度が７００ＭＰａ以上である。この引張強度の上限値には特に制限はないが、曲げ特性（曲げ加工性）重視の観点からは、８００ＭＰａ以下が好ましい。
　本発明の銅合金材は、強度（引張強度）、曲げ加工性を損なわずに打ち抜き加工性を向上させることができ、電気電子部品用の例えば端子・コネクタ用として銅合金に要求される高レベルの特性が得られる。
　本発明の上記及び他の特徴及び利点は、適宜添付の図面を参照して、下記の記載からより明らかになるであろう。
好ましい温度と時間の均質化熱処理条件示したグラフであり、図中の台形で囲まれた範囲内が、好ましい均質化熱処理条件の範囲である。
　以下に、本発明の好ましい実施の形態を述べる。なお、以下の説明中では、銅合金材として特に板材について言及する。本発明の銅合金材の形状は、打ち抜き加工されることを前提として、板状（板材、条材など）であることが好ましい。
　本発明の銅合金材では、銅合金中に鉄（Ｆｅ）またはニッケル（Ｎｉ）の少なくとも一方の元素とリン（Ｐ）とを含有させることにより、これらの添加元素からなる化合物（具体的には、Ｆｅ－Ｐ、Ｎｉ－Ｐ、Ｆｅ－Ｎｉ－Ｐ）を有する。本発明では、この化合物を微小な化合物Ｘ（直径が３０ｎｍ以上３００ｎｍ以下）と、化合物Ｘより大きい化合物Ｙ（直径が０．３μｍより大きく５．０μｍ以下）に分けて規定する。なお、化合物の直径（平均直径）と密度は、圧延平行方向の断面を透過型電子顕微鏡で写真撮影して、その写真上で化合物の直径（長径と短径の平均値）と密度を測定したものである。
　銅合金中の化合物Ｘの平均直径を３０ｎｍ以上３００ｎｍ以下の範囲とする理由は、結晶粒を微細化するためである。これより小さすぎる粒子では、結晶粒界をピニングすることができず、結晶粒の微細化効果を得ることができない。一方、これより大きい粒子では、上記結晶粒界のピニングとそれによる結晶粒の微細化効果が小さい。化合物Ｘの平均直径は、好ましくは５０ｎｍ以上２００ｎｍ以下である。また、化合物Ｘの平均直径の平均値は、好ましくは５０ｎｍ以上２００ｎｍ以下である。なお、本発明において、平均直径３０ｎｍより小さい化合物は、それ自身が打ち抜き加工性および曲げ加工性に影響をもたらすことはほとんどないが、このような化合物の密度が高くなりすぎると、化合物Ｘや化合物Ｙの密度が減少する。したがって、平均直径３０ｎｍより小さい化合物の密度は極力低いことが好ましい。
　化合物Ｘの密度を１０４～１０８個／ｍｍ２とする理由は、上記の結晶粒を安定して製造できるからである。化合物Ｘの密度が低すぎると結晶粒の成長を抑制できなくなり粗大化してしまう。化合物Ｘの密度が高すぎると化合物の直径が小さくなって結晶粒の成長を抑制できなくなり、結晶粒が粗大化してしまう。化合物Ｘの密度は、好ましくは１０５～１０８個／ｍｍ２、より好ましくは１０６～１０８個／ｍｍ２である。
　化合物Ｙの平均直径を０．３μｍより大きく５．０μｍ以下とする理由は、打ち抜き加工性を向上させるからである。これより大きすぎる粒子は曲げ加工時の応力集中を発生させてこの点を起点として曲げ割れの問題が生じる。一方、これより小さい粒子では、打ち抜き加工性を向上させる効果が小さい。また、化合物Ｙよりも小さい化合物が多すぎると、化合物Ｙの密度が低下してしまう。化合物Ｙの平均直径は、好ましくは０．５μｍ以上３．０μｍ以下である。また、化合物Ｙの平均直径の平均値は、好ましくは０．５μｍ以上３．０μｍ以下、より好ましくは０．６μｍ以上３．０μｍ以下である。
　化合物Ｙの密度を１０２～１０６個／ｍｍ２とするのは、打ち抜き加工性を向上させるからである。化合物Ｙの密度が低すぎると、打ち抜き加工する時の破断のクラックの起点となるべき化合物Ｙの密度が低いため、打ち抜き加工性を向上させることができない。化合物Ｙの密度が高すぎると化合物の直径が小さくなって結晶粒の成長を抑制できなくなり粗大化してしまう。また、曲げ加工性を悪くする。化合物Ｙの密度は、好ましくは１０３～１０５個／ｍｍ２である。
　本発明の銅合金材は、スズ（Ｓｎ）、リン（Ｐ）と、鉄（Ｆｅ）及び／またはニッケル（Ｎｉ）と、必要によりその他の添加元素とを含有し、残部が銅（Ｃｕ）および不可避的不純物からなるものである。
　本発明の銅合金材において、Ｓｎの含有量を３．０～１３．０質量％とする理由は、強度（引張強度）が向上するためである。少なすぎると固溶強化によって得られる強度が不十分であり、多すぎると脆性の強いＣｕ－Ｓｎ金属間化合物が形成して加工性を悪化させる問題が起きる。好ましくは５．０～１１．０質量％であり、より好ましくは７．０～１１．０質量％である。
　本発明の銅合金材中に含まれるＦｅ、Ｎｉはそれぞれ０．０１～１．０質量％であることが好ましく、これらのどちらか１種または２種の合計で０．０１～２．０質量％とする。Ｆｅの含有量は好ましくは０．０５～０．５質量％である。Ｎｉの含有量は好ましくは０．０２～０．４質量％である。ＦｅとＮｉのどちらか１種または２種の合計の含有量は、好ましくは０．０５～０．５質量％である。また、本発明の銅合金材中には、Ｐを０．０１～１．０質量％含有し、さらに好ましくは０．０３～０．３０質量％含有する。本発明の銅合金材中にＦｅ及び／又はＮｉと、Ｐとをそれぞれ所定量含有することによって、結晶粒径が粗大化することがなく、圧延中に割れが生じることもない。
　また、前記化合物Ｙを構成する化合物の（Ｆｅ＋Ｎｉ）量が６８～８８質量％、Ｐ量が１０～２５質量％のとき、プレス打ち抜き性に効果を発揮する粒子を安定して分散させることができ、打ち抜き加工性を向上させることができる。なお、上記含有量の合計が１００質量％にならない場合があるのは、化合物Ｙには、他の元素（例えばＣｕやＳｎなど）が含まれることがあるからである。
　本発明の銅合金材には、コバルト（Ｃｏ）、クロム（Ｃｒ）、マンガン（Ｍｎ）から選ばれる少なくとも１種を含有させてもよい。これらのＣｏ、Ｃｒ、Ｍｎは、リン（Ｐ）との第二相（化合物）として晶出または析出し、結晶粒径の制御、打ち抜き加工性の向上に有効である。添加する場合に、前記Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｎの１種または２種以上の合計の含有量を０．０１～１．０質量％とする理由は、少なすぎるとその効果が十分得られず、多すぎると鋳造時に粗大な化合物を晶出させ、曲げ加工性を悪化させるためである。
　本発明において銅合金材の結晶粒の平均直径（平均結晶粒径）を１．０～５．０μｍとする理由は、強度（引張強度）と曲げ加工性の両方が優れるからである。小さすぎると強度（引張強度）の向上よりも延性の劣化が顕著であり結果として靭性に劣るため曲げ加工性が劣化する。また、工業的には安定して製造できないという問題がある。大きすぎると結晶粒微細化によって得られる強度（引張強度）が不十分であるという問題が起きる。好ましくは１．０～２．０μｍである。
　前記化合物Ｙの密度が板厚方向に均一の場合、より一層打ち抜き加工性を向上させることができるため、化合物Ｙについて、｛（板表層から板厚１０％以内の領域での化合物Ｙの密度）／（板表層から板厚４０～６０％の領域での化合物Ｙの密度）｝で表わされる比が０．８～１．０であることが好ましい。
　プレス時の材料の変形は、表層から変形が入りクラックが生じ、破断すると考えられる。そのため、表層にクラックの起点となるような晶出物（化合物Ｙ）が少ない場合、破断が生じにくい材料となり、金型の寿命を悪化させる。一般に、表層は、鋳造時の冷却速度が速く、晶出物が少なくなっている。一方、晶出物が表層に多すぎる場合も、金型と硬い晶出物が当たることになり、金型が磨耗してしまう。これは、極表層は、化合物の偏析が多くなっていると考えられる。
　これに対して、本発明の銅合金材料では、このような偏析が起こりにくいため、良好な打ち抜き性を示すことができる。
　本発明の銅合金材の製造方法においては、鋳造時の冷却速度が１℃／秒より速く１００℃／秒より遅い条件下で作製された鋳塊を、均質処理後、表面を表裏両面の合計で１ｍｍ以上面削する工程を施し、冷間圧延と中間焼鈍を２回～４回繰り返した後、仕上げ圧延、歪取り焼鈍を施すと、結晶粒径が１～５μｍの再結晶組織を工業的に安定して製造することができ、得られる再結晶組織における加工組織や粒径のばらつきを抑制できる。また、鋳造の冷却速度を規定することで晶出物の量を制御でき、化合物Ｙの分散量を規定値にすることが可能であり、表面を１ｍｍ以上面削し、冷間圧延と中間焼鈍を繰り返すことにより板厚方向の化合物Ｙの密度のばらつきを抑制できる。
　本発明の製造法では、圧延加工を冷間圧延でおこない、熱間圧延は行なわない。本発明の銅合金材を熱間加工（熱間圧延）すると加工割れを生じる場合があるためである。また、冷間圧延と中間焼鈍を繰り返し行なうことによって、得られる銅合金材が硬くなりすぎることを防ぎ、所定の厚さまで薄くする際に硬すぎて加工割れすることを防ぐことができる。
　本発明の銅合金の製造方法の好ましい実施形態の一例を挙げると、各工程は以下の通りである。
　ＳｎとＰとその他の添加元素と残部がＣｕからなる合金を高周波溶解炉等により溶解して鋳造時の冷却速度が１℃／秒より速く１００℃／秒より遅い条件で鋳造し、鋳塊を得る。この鋳塊に８５０℃～６００℃で０．５時間～１０時間の均質化熱処理、より好ましくは、時間と温度の関係が、（７８０℃、０．７時間）、（７８０℃、４時間）、（６００℃、１０時間）、（６００℃、２．５時間）の４点を結ぶ直線で囲まれる温度・時間の条件で均質化熱処理を施す。このような好ましい温度と時間の均質化熱処理条件を図４に示した。図４中の台形で囲まれた範囲内が、好ましい均質化熱処理条件の範囲である。均質化熱処理は、温度が高い場合には比較的短時間で、温度が低い場合には比較的長時間であることが好ましい。なお、均質化熱処理温度が高すぎると、鋳造で生じた晶出物が固溶し、その結果、打ち抜き加工性向上に寄与する化合物Ｙが減少してしまう。また、均質化熱処理の温度が低い場合でも、長時間熱処理した場合には化合物が粗大化し、化合物Ｙの数が減少してしまうので好ましくない。均質化処理温度を厳密に制御することが特に好ましい。均質化熱処理の後、徐冷し、表面を１ｍｍ以上面削する。この面削量は、好ましくは２ｍｍ以上である。面削量の上限には特に制限はないが、通常５ｍｍ以下の面削量とする。次いで４０～７０％の冷間圧延ａを施し、不活性ガス雰囲気中で５５０～７５０℃において１～１０時間の熱処理ａを行い、徐冷する。さらに４０～８０％の圧延加工率で冷間圧延ｂを行い、不活性ガス雰囲気中で３５０～５５０℃において１～１０時間の熱処理ｂを行い、５～２０μｍの平均結晶粒径からなる組織を得る。
　この熱処理ｂを終えた材料に４０～８０％の加工率で冷間圧延ｃを行った後に、３００～５５０℃で１０～１２０秒の熱処理ｃを行い、再結晶組織を得る。次いで４０～７０％の加工率で冷間圧延ｄを行った後に、３００～５５０℃で５～２００秒の熱処理ｄを行う。熱処理ｄでは、昇温速度と冷却速度はそれぞれ５℃／秒～８０℃／秒が好ましく、４０℃／秒程度とすることがさらに好ましい。冷間圧延ｄで熱処理ｄにおける再結晶のための駆動力を蓄え、熱処理ｄの終了時に結晶粒径が１～５μｍの組織を得る。
　化合物Ｘは主に熱処理ｃ・熱処理ｄにおいて生じる。一方、化合物Ｙは主に鋳造・均質加熱処理・熱処理ａ・熱処理ｂにおいて生じる。また、前記熱処理ｄの工程の後、化合物Ｘと化合物Ｙは均一に分散している。熱処理ｃの工程の後、均一な再結晶組織を得るには熱処理ａと熱処理ｂの間の冷間加工ｂにおける加工率を４０～８０％に、好ましくは５０～７０％にするのが好ましい。この加工率が高すぎる場合は加工割れをおこし、加工率が低すぎる場合は熱処理ｂにおいて再結晶が完了しないために熱処理ｂ後の冷間加工で加工割れをおこす問題が生じる。
　熱処理ｄ後に、加工率１０～３０％で最終冷間圧延を施した後、その後１５０～２５０℃で０．２時間～１．０時間、好ましくは０．５時間程度の歪取り熱処理を施す。
　上記の合金製造条件の中で、本発明で規定する結晶粒径、化合物Ｘと化合物Ｙの大きさ、生成密度を調節することができるのは、合金組成以外に、鋳造条件、均質化熱処理、熱処理（ａ、ｂ、ｃ、ｄ）や冷間圧延（ａ、ｂ、ｃ、ｄ）などの条件であり、これを上記のように規定することにより、目的の銅合金材を得ることができる。ただし、冷間圧延ｂと熱処理ｂ、冷間圧延ｄと熱処理ｄは必要に応じて行うもので、省略することができる。各圧延の加工率が４０％以上の場合は、粗大な化合物が圧延時に砕かれて、化合物Ｙの密度を増加させることができる。
　本発明の銅合金材は、例えば、コネクタ、端子、リレー、スイッチ、リードフレームなどの電気電子部品に好適に用いることができる。
　以下に、本発明を実施例に基づきさらに詳細に説明するが、本発明はそれらに限定されるものではない。
　実施例（本発明例）の合金は以下のように作製した。各実施例に記載する量のＳｎと０．０７質量％のＰとその他の添加元素と残部がＣｕからなる合金を高周波溶解炉により溶解し、これを鋳造時の冷却速度が１℃／秒より速く１００℃／秒より遅い条件でＤＣ（Ｄｉｒｅｃｔ　Ｃｈｉｌｌ）鋳造して厚さ３０ｍｍ、幅１００ｍｍ、長さ１５０ｍｍの鋳塊を得た。
　次にこの鋳塊に８００℃で１時間加熱する均質化処理を施し、徐冷し、両面をそれぞれ２ｍｍ以上面削して酸化皮膜を除去した。次いで、加工率４０～７０％で冷間圧延ａを施し、不活性化ガス雰囲気中で５５０～７５０℃において１～１０時間の熱処理ａを行い、徐冷した。さらに４０～８０％の圧延加工率で冷間圧延ｂを施して厚さ２～５ｍｍの板材とし、不活性ガス雰囲気中で３５０～５５０℃において１～１０時間の熱処理ｂを行い、５～２０μｍの平均結晶粒径からなる組織を得た。
　この熱処理ｂを終えた材料に４０～８０％の加工率で冷間圧延ｃを行った後に、３００～５５０℃で１０～１２０秒の熱処理ｃを行った。この熱処理ｃを施した１～１５μｍの平均結晶粒径からなる組織を有する板材に４０～７０％の加工率で冷間圧延ｄを行った後に、３００～５５０℃で５～２００秒の熱処理ｄを行った。熱処理ｄでは、昇温速度と冷却速度を４０℃／秒で行った。その後に、加工率１０～２０％で最終冷間圧延を施し、その後１５０～２５０℃で０．５時間のひずみ取り熱処理を施し、厚さ０．２ｍｍの板材を得た。また、比較例８、９は鋳造の冷却速度の条件を変化させたときの効果を調査した例である。比較例８は鋳造の冷却速度を１２０℃／秒で、比較例９は鋳造の冷却速度を０．５℃／秒で、それぞれ実施した以外は、上述の実施例と同様に行った。
　このようにして得られた各々の板材を供試材として下記の特性調査を行い、その結果を表に示した。なお、評価項目の測定方法は以下の通りである。
ａ．機械的性質（引張強さ；ＴＳ）
　供試材を圧延方向と平行に切り出したＪＩＳ－１３Ｂ号試験片をＪＩＳ－Ｚ２２４１に準じて３本測定し、その平均値（ＭＰａ）で示した。
ｂ．曲げ加工性
　供試材（板材）を幅１０ｍｍ、長さ２５ｍｍに切出し、曲げ半径Ｒ＝０で曲げ角度９０°のＷ曲げし、曲げ部における割れの有無を観察した。この観察は、倍率５０倍の光学顕微鏡による目視観察より行い、その曲げ加工部位の割れの有無を調査した。試験片採取方向はＧ．Ｗ．（Ｇｏｏｄ　Ｗａｙ：曲げの軸が圧延方向に直角）、Ｂ．Ｗ（Ｂａｄ　Ｗａｙ：曲げの軸が圧延方向に平行）とし、割れが無かったものを「○（良）」、割れがあったものを「×（劣）」で示した。
ｃ．平均結晶粒径
　供試材（板材）の厚さ方向に平行でかつ最終冷間圧延方向（最終塑性加工方向）と平行な断面において、最終冷間圧延方向と平行な方向と直角な方向の２方向で結晶粒径を測定した。そして、測定値の大きい方を長径、小さい方を短径とし、それぞれの長径と短径の４値の平均値を示した。測定はＪＩＳ－Ｈ０５０１の切断法に準じ、供試材の断面を鏡面研磨した後にエッチングを行い、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で１０００倍に拡大して写真撮影した。この写真上に２００ｍｍの線分を引き、前記線分で切られる結晶粒数ｎを数え、（２００ｍｍ／（ｎ×１０００））の式から平均結晶粒径を求めた。前記線分で切られる結晶粒数が２０に満たない場合は、５００倍の写真に取り長さ２００ｍｍの線分で切られる結晶粒数ｎを数え、（２００ｍｍ／（ｎ×５００））の式から求めた。
ｄ．第２相化合物（化合物Ｘおよび化合物Ｙ）の大きさと密度
　供試材を直径３ｍｍに打ち抜き、ツインジェット研磨法を用いて、板表層から板厚の４０～６０％の領域が薄膜になるように研磨を行った後、加速電圧３００ｋＶの透過型電子顕微鏡で１０００～１０００００倍の写真を任意で３ヶ所撮影して、その写真上で化合物の粒子径と密度を測定した。粒子径は、化合物Ｘの粒子径の範囲と、化合物Ｙの粒子径の範囲について、それぞれの平均値を０．００５ｍｍの整数倍で表中に示した。化合物の粒子径と密度を測定するとき、ｎ＝１０（ｎは観察の視野数）で、その個数を測定することで、個数の局所的な偏りを排除するように測定した。その個数を単位面積当たりの個数（個／ｍｍ２）へ演算した。
ｅ．プレス打ち抜き加工性
　金型を研磨した後に、各サンプルで、四角形で大きさ３ｍｍ×５ｍｍの打ち抜き形状で、１分間あたり５００回の連続プレス加工を実施し、金型が磨耗して材料のプレス破面に１０μｍを越えるバリが発生した段階でプレス加工を中止し、それまでのショット数を測定した。この測定を３回行い、ショット数の最小値が３００万回以上のものを打ち抜き性が特に優れているとして表中に「◎」で示し、ショット数の最小値が２００万回以上のものを打ち抜き性が良好であるとして表中に「○」で示し、ショット数の平均値が２００万回以上で打ち抜き性は良好であるがショット数の最小値が２００万回未満となったものがあってばらつきがあるものを表中に「△」で示し、ショット数の平均値が２００万回未満のものを打ち抜き性が劣っているものとして表中に「×」で示した。この評価結果を以下の表中には「打ち抜き性（１）」として示した。
　本発明例１～１８、比較例１～１２の結果を表１に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１に示すように本発明例１～１８は強度（引張強度）、曲げ加工性、打ち抜き加工性に優れた特性を示している。
　比較例１はＳｎが３．０質量％未満のため結晶粒径が大きく、強度（引張強度）が低い。比較例２はＣｕにＳｎ、Ｐのみ添加したいわゆるリン青銅であるが、化合物（ＸおよびＹ）が存在しないため強度（引張強度）、曲げ加工性、打ち抜き加工性が悪い。比較例３はＦｅ、Ｎｉの合計量が上限以上であり、化合物Ｙの数が多過ぎるため曲げ加工性が悪い。比較例４、５はＦｅおよびＮｉの含有量が上限以上であり、化合物Ｙの数が多すぎるため曲げ加工性が悪い。比較例６はＦｅ、Ｎｉの合計量が下限値以下のため、結晶粒径が大きく、化合物ＸとＹがいずれも少なすぎて、曲げ加工性、打ち抜き加工性が悪い。比較例７はＳｎの含有量が上限値以上のため曲げ加工性が悪い。比較例８は鋳造の冷却速度が速すぎたため化合物（晶出物）が少なく、化合物Ｙの密度が下限値以下のため打ち抜き加工性が悪い。比較例９は鋳造の冷却速度が遅すぎたため化合物Ｘの生成量が少なくて、５μｍより大きい粗大な化合物（晶出物）が生成するため曲げ加工性が悪い。比較例１０は、Ｐの含有量が多すぎたために冷間圧延中に割れが生じ製造を中止した。比較例１１は、Ｐの含有量が少なすぎたために、化合物ＸとＹの生成量が少なく、粒径が大きくて粗大な粒子であって、曲げ加工性に劣り、また打ち抜き加工性が劣った。比較例１２は、熱処理ｄを３００℃未満で行った例であるが、再結晶が不十分で結晶粒径が小さ過ぎ、曲げ加工性が劣った。
　次に、本発明例４の変形例として、化合物Ｙの板厚方向の存在密度として、｛（板表層から板厚１０％以内の領域での化合物Ｙの密度）／（板表層から板厚４０～６０％の領域での化合物Ｙの密度）｝で表わされる比を変化させたときの効果を調査した結果（本発明例４－２～４－４）を表２に示す。前記の比は、前記面削量を変えることで調整した。すなわち、前記本発明例４では表裏両面をそれぞれ３ｍｍずつ面削したのに対して、本発明例４－２では２ｍｍ、本発明例４－３では１ｍｍ、本発明例４－４では０．５ｍｍとこの片面の面削量を変えた以外は本発明例４と同様にしてそれぞれ板材を得た。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２に示すように、本発明例４－２は片面の面削量が２ｍｍであった場合であるが、特に優れた打ち抜き加工性を示している。本発明例４－３は片面の面削量１ｍｍであった場合であるが、良好な打ち抜き特性を示している。本発明例４－４は片面の面削量０．５ｍｍであった場合であるが、板表層側での化合物Ｙの密度が高いため、本発明例４－２および本発明例４－３と比較して、ばらつきが見られたものの打ち抜き加工性はなお良好であった。
　次に、本発明例４の変形例として、熱処理（ｂ、ｄ）、冷間圧延（ｂ、ｄ）の影響を調べた結果（本発明例４－５～４－７）を表３に示す。本発明例４－５では熱処理ｂと冷間圧延ｂを省略し、本発明例４－６では熱処理ｄと冷間圧延ｄを省略し、本発明例４－７では熱処理ｂ、熱処理ｄ、冷間圧延ｂおよび冷間圧延ｄを省略した以外は、それぞれ実施例４と同様の操作を行って板材を得た。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３に示すように、本発明例４－５～４－７はいずれも良好な特性を示している。これに対して、実施例４のように熱処理ｂ、熱処理ｄ、冷間圧延ｂおよび冷間圧延ｄをすべて行ない、熱処理と焼鈍との組合せを合計４回繰り返して行うことが特に好ましいことが分かる。
　次に、本発明例１～４において、均質化熱処理の条件を変えた以外は同様に行なった試験結果を表４に示す。本発明例１Ａ～１Ｎ、本発明例２Ａ～２Ｎ、本発明例３Ａ～３Ｎ、本発明例４Ａ～４Ｎは、それぞれ本発明例１～４と同一の鋳塊を用いて、均質化熱処理条件を変化させた以外は、本発明例１～４と同一の工程で板材を得た。
　なお、表４に示すプレス打ち抜き加工性の評価結果は、表１～表３と同様の条件で評価し、ショット数の評価基準を変更した。ここでは、ショット数の最小値が５００万回以上のものを打ち抜き性が特に優れているとして表中に「◎」で示し、ショット数の最小値が３００万回以上５００万回未満のものを打ち抜き性が良好であるとして表中に「○」で示し、ショット数の平均値が３００万回以上で打ち抜き性は良好であるがショット数の最小値が３００万回未満となったものがあってばらつきがあるものを表中に「△」で示し、ショット数の平均値が３００万回未満のものを打ち抜き性が劣っているものとして表中に「×」で示した。この評価結果を以下の表中には「打ち抜き性（２）」として示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　表４に示すように、本発明例１Ａ～１Ｊは本発明例１と比べて、本発明例２Ａ～２Ｊは本発明例２と比べて、本発明例３Ａ～３Ｊは本発明例３と比べて、本発明例４Ａ～４Ｊは本発明例４と比べて、いずれも化合物Ｙの密度が増加しており、プレスの打ち抜きのショット数のバラつきが小さく、特に打ち抜き加工性に優れるものとなった。なお、本発明例１Ｌ～１Ｎは本発明例１と比べて、本発明例２Ｌ～２Ｎは本発明例２と比べて、本発明例３Ｌ～３Ｎは本発明例３と比べて、本発明例４Ｌ～４Ｎは本発明例４と比べて、いずれも化合物Ｙの密度が減少していたため、本発明例１～４の方が打ち抜き加工性に優れる結果を示した。
　次に、均質化熱処理条件およびを本発明の好ましい範囲で種々変化させて試験した本発明例１９～５６を、表５に示す。なお、表５に示すプレス打ち抜き加工性の評価結果は、表４と同様の条件で評価した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　表５に示すように、本発明例１９～５６は、プレスの打ち抜きのショット数のバラつきが小さく、特に打ち抜き加工性に優れるものとなった。
　次に、上記本発明例１の別の比較例１３～１９とその結果を表６に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　表６に示した比較例１３～１４は、均質化熱処理を温度７００℃で１時間施した例である。このような条件下での均質化処理では、化合物Ｙが十分に生成せず、結果として打ち抜き加工性が劣った。また、比較例１５～１９は、均質化処理を８００℃１時間で行なった例である。このような温度条件での均質化処理では、化合物Ｙが十分に生成せず（化合物Ｙとして存在せずに化合物Ｘやそれより小さい化合物が増える）ので化合物Ｙの密度（分布）が低下したために、打ち抜き加工性に劣った。これらの比較例１３～１４と比較例１５～１９では、化合物Ｙの密度が低すぎたために、打ち抜きパンチと接してクラックの起点となる化合物Ｙの密度が低下し、打ち抜き加工性が悪化したものと考えられる。
　本発明をその実施態様とともに説明したが、我々は特に指定しない限り我々の発明を説明のどの細部においても限定しようとするものではなく、添付の請求の範囲に示した発明の精神と範囲に反することなく幅広く解釈されるべきであると考える。
　本願は、２００８年１２月１９日に日本国で特許出願された特願２００８－３２４７９２に基づく優先権を主張するものであり、これはここに参照してその内容を本明細書の記載の一部として取り込む。

Claims (7)

  1. 　Ｓｎを３．０～１３．０質量％、Ｆｅ、Ｎｉのどちらか一方または両方の合計で０．０１～２．０質量％、およびＰを０．０１～１．０質量％含有し、残部がＣｕおよび不可避不純物からなる銅合金材であって、
    　結晶粒の平均直径が１．０～５．０μｍであり、
    　平均直径が３０ｎｍ以上３００ｎｍ以下の化合物Ｘが密度１０４～１０８個／ｍｍ２で分布し、
    　平均直径が０．３μｍより大きく５．０μｍ以下の化合物Ｙが密度１０２～１０６個／ｍｍ２で分布し、
    　引張強度が６００ＭＰａ以上である
    ことを特徴とする電気電子部品用銅合金材。
  2. 　Ｓｎを３．０～１３．０質量％、Ｆｅ、Ｎｉのどちらか一方または両方の合計で０．０１～２．０質量％、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｎの１種または２種以上を合計で０．０１～１．０質量％、およびＰを０．０１～１．０質量％を含有し、残部がＣｕおよび不可避不純物からなる銅合金材であって、
    　結晶粒の平均直径が１．０～５．０μｍであり、
    　平均直径が３０ｎｍ以上３００ｎｍ以下の化合物Ｘが密度１０４～１０８個／ｍｍ２で分布し、
    　平均直径が０．３μｍより大きく５．０μｍ以下の化合物Ｙが密度１０２～１０６個／ｍｍ２で分布し、
    　引張強度が６００ＭＰａ以上である
    　ことを特徴とする電気電子部品用銅合金材。
  3. 　前記化合物Ｘの平均直径の平均値が５０ｎｍ以上２００ｎｍ以下であることを特徴とする、請求項１または請求項２に記載の電気電子部品用銅合金材。
  4. 　前記化合物Ｙの平均直径の平均値が０．５μｍ以上３．０μｍ以下であることを特徴とする、請求項１または請求項２に記載の電気電子部品用銅合金材。
  5. 　前記化合物Ｙについて、｛（表層から厚さ１０％以内の領域での化合物Ｙの密度）／（表層から厚さ４０～６０％の領域での化合物Ｙの密度）｝で表わされる比が０．８～１．０の範囲である、請求項１～請求項４のいずれか１項に記載の電気電子部品用銅合金材。
  6. 　請求項１～請求項５のいずれか１項に記載の電気電子部品用銅合金材を製造する方法であって、鋳造時の冷却速度が１℃／秒より速く１００℃／秒より遅い条件下で作製された鋳塊を均質処理し、表面を１ｍｍ以上面削する工程を施した後、冷間圧延と中間焼鈍を繰り返し、仕上げ圧延、歪取り焼鈍を施すことを特徴とする電気電子部品用銅合金材の製造方法。
  7. 　仕上げ圧延の直前の最終の中間焼鈍工程を３００～５５０℃で行うことを特徴とする請求項６に記載の電気電子部品用銅合金材の製造方法。
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