WO2011068121A1 - 銅合金板材、これを用いたコネクタ、並びにこれを製造する銅合金板材の製造方法 - Google Patents

銅合金板材、これを用いたコネクタ、並びにこれを製造する銅合金板材の製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2011068121A1
WO2011068121A1 PCT/JP2010/071484 JP2010071484W WO2011068121A1 WO 2011068121 A1 WO2011068121 A1 WO 2011068121A1 JP 2010071484 W JP2010071484 W JP 2010071484W WO 2011068121 A1 WO2011068121 A1 WO 2011068121A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
copper alloy
heat treatment
alloy sheet
rolling
sheet material
Prior art date
Application number
PCT/JP2010/071484
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
洋 金子
浩二 佐藤
立彦 江口
Original Assignee
古河電気工業株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 古河電気工業株式会社 filed Critical 古河電気工業株式会社
Priority to CN201080050396.0A priority Critical patent/CN102597283B/zh
Priority to KR1020127011446A priority patent/KR101419145B1/ko
Priority to EP10834571A priority patent/EP2508631A1/en
Priority to JP2011513177A priority patent/JP4948678B2/ja
Publication of WO2011068121A1 publication Critical patent/WO2011068121A1/ja

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C9/00—Alloys based on copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C9/00—Alloys based on copper
    • C22C9/06—Alloys based on copper with nickel or cobalt as the next major constituent
    • 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
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01B—CABLES; CONDUCTORS; INSULATORS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR CONDUCTIVE, INSULATING OR DIELECTRIC PROPERTIES
    • H01B1/00—Conductors or conductive bodies characterised by the conductive materials; Selection of materials as conductors
    • H01B1/02—Conductors or conductive bodies characterised by the conductive materials; Selection of materials as conductors mainly consisting of metals or alloys

Definitions

  • the present invention relates to a copper alloy sheet material, and more particularly to a copper alloy sheet material applied to lead frames, connectors, terminal materials, relays, switches, sockets, etc. for in-vehicle parts and electric / electronic devices, connectors using the same, and
  • the present invention relates to a method for producing a copper alloy sheet material for producing the same.
  • Copper alloy sheet materials used in applications such as lead frames for automotive parts and for electric and electronic devices, connectors, terminal materials, relays, switches, sockets, etc.
  • conductivity yield strength (yield stress), tension Strength, bending workability and stress relaxation resistance are required.
  • yield stress yield stress
  • tension Strength tension Strength
  • bending workability stress relaxation resistance
  • Patent Document 1 in the case of a crystal orientation in which the crystal grain diameter and the X-ray diffraction intensity from the ⁇ 311 ⁇ , ⁇ 220 ⁇ , and ⁇ 200 ⁇ planes satisfy certain conditions in the Cu—Ni—Si copper alloy. , It has been found that bending workability is excellent. Further, in Patent Document 2, in the case of a crystal orientation that satisfies the condition that X-ray diffraction intensity from ⁇ 200 ⁇ and ⁇ 220 ⁇ planes is excellent in Cu-Ni-Si copper alloy, bending workability is excellent. Has been found.
  • Patent Document 3 it is found that in a Cu-Ni-Si-based copper alloy, bending workability is excellent by appropriately controlling the proportion of Cube orientation ⁇ 100 ⁇ ⁇ 001>.
  • Patent Document 4 and the like show that the bending processability is compatible with the above.
  • An object of the present invention is to have excellent bending workability, excellent strength, and excellent stress relaxation resistance, as well as lead frames for electrical and electronic devices, connectors, terminal materials, etc.
  • An object of the present invention is to provide a copper alloy sheet material suitable for a connector, a terminal material, a relay, a switch, and the like for vehicles and the like.
  • Another object of the present invention is to provide a connector using the above-mentioned copper alloy sheet material and a method for producing the copper alloy sheet material which suitably manufactures the same.
  • the present inventors repeated various studies, researched on copper alloys suitable for electric and electronic component applications, and controlled the cube orientation area ratio at the plate thickness surface layer and the plate thickness 1/4 position to 180 °. It has been found that the adhesion bending characteristics can be remarkably improved, and in addition, the above problems can be solved by controlling the crystal grain size to a specific range. In addition, it was found that the reduction of the brass orientation further contributes to the bending processability. Moreover, in addition to that, it discovered that strength and a stress relaxation characteristic could be improved by using a specific additional element in the said copper alloy, without impairing electrical conductivity or bending workability. The present inventors have made the present invention based on these findings.
  • the present invention provides the following means.
  • a plate material comprising a copper alloy composition containing 0.5 to 5.0 mass% in total of at least one of Ni and Co, 0.1 to 1.2 mass% of Si, and the balance being Cu and unavoidable impurities.
  • the area ratio of Cube orientation ⁇ 0 0 1 ⁇ ⁇ 1 0 0> of the surface layer of the material surface is W0, Cube at a position of 1 ⁇ 4 of the whole at the depth position of the material
  • the azimuthal area ratio is W4
  • the ratio of W0 / W4 is 0.8 or more
  • W0 is 5 to 48%
  • the average crystal grain size is 12 to 100 ⁇ m.
  • the copper alloy sheet material of the present invention is excellent in bending workability and has excellent strength, and lead frames, connectors, terminal materials, etc. for electric and electronic devices, connectors, terminal materials, relays, switches, etc. Preferred. Moreover, according to the method for producing a copper alloy sheet material of the present invention, a copper alloy sheet material having the above-mentioned excellent characteristics can be suitably produced.
  • copper alloy material means one obtained by processing a copper alloy material into a predetermined shape (e.g., plate, strip, foil, bar, wire, etc.).
  • a plate material refers to a plate having a specific thickness, being stable in shape and having a spread in the surface direction, and in a broad sense, it includes a bar material.
  • material surface layer means “plate surface layer”
  • depth position of material means “position in the plate thickness direction”.
  • the thickness of the plate is not particularly limited, but is preferably 8 to 800 ⁇ m, more preferably 50 to 70 ⁇ m, in consideration of the fact that the effects of the present invention are more apparent and suitable for practical applications.
  • the copper alloy sheet material of the present invention defines its characteristic by the accumulation ratio of atomic planes in a predetermined direction of the rolled sheet, it is sufficient if it has such a characteristic as a copper alloy sheet material. That is, the shape of the copper alloy sheet is not limited to the sheet and the strip, and in the present invention, the pipe can be interpreted as a sheet and handled.
  • EBSD electron microscopy and electron backscattering diffraction measurement
  • the area ratio W0 of Cube orientation in the surface layer of the board is 5 to 48%, and when W0 / W4 which is the ratio to the Cube orientation area ratio W4 at the 1 ⁇ 4 depth position is 0.8 or more, 180 ° It has excellent adhesion bendability.
  • W0 is 10 to 40%, and W0 / W4 is 0.9 or more.
  • substrate surface layer is 20% or less, More preferably, it is 15% or less, More preferably, it is 10% or less. It is preferable from the viewpoint of achieving high bending workability and achieving both the material strength and the material, by setting the brass orientation area ratio in the above range.
  • the material is taken along a rectangular coordinate system in which the rolling direction (RD) of the material is the X axis, the sheet width direction (TD) is the Y axis, and the rolling normal direction (ND) is the Z axis.
  • (Hkl) [uvw] using the index (hkl) of the crystal plane in which each region is perpendicular to the Z axis (parallel to the rolling plane) and the index of the crystal orientation [uvw] parallel to the X axis Show in the form.
  • equivalent orientations under the cubic symmetry of copper alloys such as (1 32) [6-4 3] and (2 3 1) [3-4 6] etc.
  • Cube orientation is the state in which the (100) plane is oriented in the rolling surface normal direction (ND) and the (100) plane in the rolling direction (RD), and the index of ⁇ 0 0 1 ⁇ ⁇ 1 0 0> It is indicated by.
  • the brass orientation is a state in which the (110) plane is oriented in the rolling surface normal direction (ND) and the (112) plane in the rolling direction (RD), and the index of ⁇ 1 10 ⁇ ⁇ 1 2 2> It is indicated by.
  • EBSD is an abbreviation of Electron Back Scatter Diffraction (Electron Back Scatter Diffraction), which is a reflection electron Kikuchi line diffraction (Kikuchi pattern) generated when a sample is irradiated with an electron beam in a scanning electron microscope (SEM). It is the crystal orientation analysis technology used.
  • the direction is analyzed by scanning in a step of 0.5 ⁇ m for a sample area of 500 ⁇ m square containing 200 or more crystal grains.
  • the area ratio of the Cube orientation and the Brass orientation is calculated by dividing the area of a region within 10 ° of the deviation angle from each ideal orientation (the Cube orientation or the Brass orientation) by the measurement area.
  • FIG. 1 shows an example of an orientation in which the deviation angle from the Cube orientation is 10 ° or less.
  • the orientation within 10 ° is shown with respect to the (100) and (110) and (111) rotation axes, but the rotation angle with the Cube orientation was calculated for any rotation axis.
  • the rotation axis adopted is one that can be expressed by the smallest deviation angle. This deviation angle is calculated for all measurement points, and the first decimal place is regarded as an effective number, and the area of the crystal grain having an orientation within 10 ° from each of Cube orientation and Brass orientation is divided by the total measurement area. , Area ratio.
  • Information obtained in orientation analysis by EBSD includes orientation information up to a depth of several tens of nm at which an electron beam penetrates into a sample, but is sufficiently small relative to the width being measured. It described as an area ratio. Also, the orientation distribution was measured from the surface of the plate.
  • the surface layer portion to the 1 ⁇ 4 position was dissolved by electrolytic polishing, and then the surface was mirror-polished and measured in the same manner as in the case of the plate surface layer described above.
  • the features of the EBSD measurement will be described as a comparison with the X-ray diffraction measurement.
  • the first point mentioned is the crystal orientation which can not be measured by X-ray diffraction measurement, and it becomes S orientation and BR orientation.
  • S orientation and BR orientation the crystal orientation which can not be measured by X-ray diffraction measurement
  • S orientation and BR orientation the crystal orientation which can not be measured by S orientation and BR orientation.
  • the second point is that X-ray diffraction measures the amount of crystal orientation included in ⁇ 0.5 ° of ND // ⁇ hkl ⁇ .
  • EBSD measures the amount of crystal orientation included in ⁇ 10 ° from the orientation.
  • EBSD measurement provides an order of magnitude comprehensive information on the alloy structure comprehensively, and it becomes clear that it is difficult to identify the entire alloy material by X-ray diffraction.
  • the information obtained by EBSD measurement and X-ray diffraction measurement differs in the content and nature thereof.
  • the result of EBSD is performed to the ND direction of a copper alloy plate material.
  • Copper-based materials suitably used as a connector material are divided into pure copper-based and high-strength copper-based materials, and high-strength copper-based materials are further divided into a solid solution type and a precipitation type.
  • a precipitation type copper alloy having conductivity, mechanical strength and heat resistance required for the connector is preferable.
  • Cu—Ni—Si, Cu—Ni—Co—Si, and Cu—Co—Si alloys are preferable.
  • Ni—Si and Co are controlled by controlling the respective addition amounts of nickel (Ni), cobalt (Co) and silicon (Si) which are the first additive element group to be added to copper (Cu).
  • the strength of the copper alloy can be improved by precipitating a compound of -Si and Ni-Co-Si.
  • the addition amount thereof is preferably 0.5 to 5.0 mass%, more preferably 0.6 to 4.5 mass%, more preferably 0.8 to 5.0 mass% in total of any one or two of Ni and Co. It is 4.0 mass%.
  • the content of Si is preferably 0.1 to 1.5 mass%, more preferably 0.2 to 1.2 mass%.
  • Co in which case the amount of Co to be added is 0.4 to 1.5 mass%, more preferably 0.6 to 2.0 mass%. It is.
  • Co is a rare element, and in order to increase the solutionizing temperature by addition, it is preferable not to add Co unless it is necessary to significantly increase the conductivity depending on the application.
  • the average grain size is 12 to 100 ⁇ m. If it is too small, the stress relaxation resistance will be poor, and if it is too large, the bending workability will be poor, which is not preferable. Also, in order to control the crystal grain size to a range smaller than 12 ⁇ m, it is necessary to control the ultimate temperature to a relatively low temperature in the final solution heat treatment as described later, in which case the solid solution of the solute element May be accompanied by a decrease in aging precipitation hardening. Also from that viewpoint, the average crystal grain size is 12 ⁇ m or more. More preferably, it is 22 to 80 ⁇ m. In addition, the average grain size in this invention says what was measured according to JIS H 0501 (cutting method).
  • the copper alloy sheet material of the present invention is selected from the group consisting of Sn, Zn, Ag, Mn, B, P, Mg, Cr, Fe, Ti, Zr and Hf, together with the first additive element group described above. You may contain at least 1 sort (s). The average grain size in this composition and its preferable range are also the same as above. At least one selected from the group consisting of Sn, Zn, Ag, Mn, B, P, Mg, Cr, Fe, Ti, Zr, and Hf in order to sufficiently exhibit the addition effect and not to reduce the conductivity.
  • the total content of the additional elements is 0.005 to 2.0 mass%, preferably 0.1 to 1.5 mass%, and more preferably 0.7 to 1.2 mass%. When the total amount of these additive elements is too large, the conductivity decreases. When the amount is too small, the effect of adding these elements is hardly exhibited.
  • the addition effect of each element is shown.
  • Mg, Sn, and Zn to a Cu-Ni-Si-based, Cu-Ni-Co-Si-based, or Cu-Co-Si-based copper alloy.
  • the stress relaxation resistance is further improved by the synergetic effect when they are added together as compared to the case where each is added.
  • it has the effect of significantly improving solder embrittlement.
  • a preferable range of the total of Mg, Sn and Zn is 0.12 to 1.0 mass% in total.
  • Mn, Ag, B, and P improves the hot workability and the strength.
  • the preferable range of the total of Mn, Ag, B and P is 0.12 to 0.5 mass% in total.
  • Cr, Fe, Ti, Zr, and Hf finely precipitate in a compound with Ni, Co, or Si, which is a main additive element, or a single substance, and contribute to precipitation hardening.
  • the compound precipitates in a size of 50 to 500 nm, and by suppressing grain growth, there is an effect of reducing the crystal grain size, and bending workability is improved.
  • the preferable range of the total of Cr, Fe, Ti, Zr and Hf is 0.12 to 0.5 mass% in total.
  • the conditions of aging precipitation heat treatment and finish cold rolling are adjusted according to the desired properties such as strength and conductivity.
  • the texture is roughly determined by the recrystallization that occurs during the final solution heat treatment in this series of steps, and is ultimately determined by the rotation of the orientation that occurs during finish rolling.
  • the hot rolling is to utilize low deformation resistance and high deformability at high temperature, and has a great advantage of reducing energy required for processing compared to cold.
  • precipitation hardening alloys precipitation may occur depending on the hot rolling temperature, but since the precipitates at this high temperature are generally coarse, they are not completely dissolved even in the final solution heat treatment. As a result, precipitation hardening in the aging precipitation heat treatment may be insufficient.
  • Process condition I in hot rolling, it is preferable that the one-pass working ratio is 30% or less, and the rolling direction for the material is alternately changed every one pass by reverse rolling. This is to alternately change the rolling direction for each surface rolling to which a large shear stress is applied, cancel the shear strain, control the rotation of the plate surface crystal, and apply a compressive stress. It is thought that the effect is to suppress the formation of a tissue different from the inside.
  • the retention time between passes is 20 seconds to 100 seconds (preferably 20 to 50 seconds, more preferably 20 to 30 seconds), and the temperature drop between passes is 5 to 100 ° C. Is good.
  • the control of the time and temperature between the passes can cause static recrystallization and recovery in the material to reduce the texture variation in the thickness direction.
  • the temperature between the passes is measured by a radiation thermometer or a contact thermocouple thermometer. In the control of the pass and the temperature of the pass, it is heated by a burner or the like and cooled by air cooling or water cooling.
  • cold rolling performed after hot rolling and subsequent descaling is preferably lubricated at a working ratio of 90% to 99%. If it is less than 90%, it may be affected by the structural variation of the surface layer and the inside formed by hot rolling. When the content exceeds 99%, edge cracking may occur.
  • annealing heat treatment intermediate heat treatment
  • cold rolling with a low reduction ratio may be introduced, and then final solution heat treatment may be performed.
  • the annealing heat treatment introduced is at a temperature of 300 to 700 ° C. for 10 seconds to 5 hours, and the cold rolling after that has a good working ratio of 5 to 50%.
  • the final solution heat treatment may be performed at a relatively high temperature such that the average grain size is 12 to 100 ⁇ m in size. This is because the precipitate generated during the hot rolling pass and the precipitate generated during the annealing heat treatment before the final solution heat treatment are solid-solved.
  • the temperature of the final solution heat treatment when the temperature of the final solution heat treatment is increased, bending workability is lowered due to coarsening of crystal grains, but when the cube orientation area ratio is increased as in the present invention, the crystal orientation is Deterioration of bendability is slight by the effect.
  • the temperature for controlling the average crystal grain size to 12 to 100 ⁇ m varies depending on the alloy composition, but a temperature of 800 ° C. to 1000 ° C. is preferable.
  • the manufacturing methods shown in the first (condition I), the third (condition III) and the fourth (condition IV) are different from the conventional general precipitation type copper alloy manufacturing method , Very important to the present invention. A more preferable state can be obtained by using the second production method in combination.
  • the novel manufacturing method in the present invention takes a long holding time between passes as in the process condition I, while on the other hand as a countermeasure for precipitation occurring therebetween.
  • a high temperature is adopted positively.
  • the 0.2% proof stress is 500 MPa or more
  • the conductivity is 30% IACS or more.
  • bending is possible without cracks in a 180 ° adhesion bending test with a test piece width of 1 mm for 700% or more for 0.2% proof stress, 35% IACS or more for conductivity, stress relaxation resistance It is a copper alloy sheet having good characteristics of 30% or less by the measurement method of holding at a temperature of 150 ° C. for 1000 hours as described later, and it is an advantage of the present invention that such characteristics can be realized. .
  • the 0.2% proof stress is a value based on JIS Z 2241.
  • the above% IACS represents the conductivity in the case where the resistivity of the International Annealed Cupper Standard (1.7241 ⁇ 10 ⁇ 8 ⁇ m) is 100% IACS.
  • Example 1 As shown in the composition of the column of alloy components in Tables 1-1 and 1-2, an alloy containing Ni, Co, and Si and the balance being Cu and incidental impurities is melted by a high-frequency melting furnace and cast. The ingot was obtained. Using this state as a providing material, test materials of copper alloy sheet materials of Invention Examples 1-1 to 1-12 and Comparative Examples 1-1 to 1-8 were manufactured in any of the following steps A to G. . Tables 1-1 and 1-2 show which of the steps A to G was used. The final thickness of the alloy sheet was 150 ⁇ m unless otherwise specified. Although not shown in A to G, in the case of trial production under the condition that the pass and pass retention time exceeds 100 seconds, the material temperature is too low, and surface cracking and edge cracking occur during rolling, The trial production was discontinued.
  • Step A After homogenization heat treatment at a temperature of 900 to 1020 ° C. for 3 minutes to 10 hours, after hot working, it was water cooled and facing was performed to remove oxide scale.
  • the hot rolling was a total of 4 to 12 passes of reverse rolling with a pass ratio of 10 to 30%, and the retention time between passes was 20 to 100 seconds.
  • cold rolling at a working ratio of 90 to 99% was performed, heat treatment was performed at a temperature of 300 to 700 ° C. for 10 seconds to 5 hours, and cold rolling at a working ratio of 5 to 50% was performed.
  • solution heat treatment is performed at 800 ° C. or more for 5 seconds or more, aging precipitation heat treatment is performed at 350 to 600 ° C. for 5 minutes to 20 hours, and 5 to 40% finish rolling is performed.
  • Temper annealing was carried out at a temperature of ⁇ 700 ° C. for 10 seconds to 2 hours.
  • Step B After homogenization heat treatment at a temperature of 900 to 1020 ° C. for 3 minutes to 10 hours, after hot working, it was water cooled and facing was performed to remove oxide scale.
  • the hot rolling was a total of 4 to 12 passes of reverse rolling with a pass ratio of 10 to 30%, and the retention time between passes was 20 to 100 seconds.
  • cold rolling at a working ratio of 80 to 89% was performed, heat treatment was performed at a temperature of 300 to 700 ° C. for 10 seconds to 5 hours, and cold rolling at a working ratio of 5 to 50% was performed.
  • solution heat treatment is performed at 800 ° C. or more for 5 seconds or more, aging precipitation heat treatment is performed at 350 to 600 ° C. for 5 minutes to 20 hours, and 5 to 40% finish rolling is performed.
  • Temper annealing was carried out at a temperature of ⁇ 700 ° C. for 10 seconds to 2 hours.
  • Step C After homogenization heat treatment at a temperature of 900 to 1020 ° C. for 3 minutes to 10 hours, after hot working, it was water cooled and facing was performed to remove oxide scale.
  • the hot rolling was a total of 4 to 12 passes of reverse rolling with a pass ratio of 10 to 30%, and the retention time between passes was 20 to 100 seconds.
  • cold rolling at a working ratio of 90 to 99% was performed, heat treatment was performed at a temperature of 300 to 700 ° C. for 10 seconds to 5 hours, and cold rolling at a working ratio of 5 to 50% was performed.
  • solution heat treatment is performed at 800 ° C. or more for 5 seconds or more, aging precipitation heat treatment is performed at 350 to 600 ° C. for 5 minutes to 20 hours, and 40 to 50% finish rolling is performed; Temper annealing was carried out at a temperature of ⁇ 700 ° C. for 10 seconds to 2 hours.
  • Step D After homogenization heat treatment at a temperature of 900 to 1020 ° C. for 3 minutes to 10 hours, after hot working, it was water cooled and facing was performed to remove oxide scale.
  • cold rolling at a working ratio of 80 to 89% was performed, heat treatment was performed at a temperature of 300 to 700 ° C. for 10 seconds to 5 hours, and cold rolling at a working ratio of 5 to 50% was performed. Thereafter, solution heat treatment is performed at 800 ° C.
  • aging precipitation heat treatment is performed at 350 to 600 ° C. for 5 minutes to 20 hours, and 5 to 40% finish rolling is performed.
  • Temper annealing was carried out at a temperature of ⁇ 700 ° C. for 10 seconds to 2 hours.
  • Step E After homogenization heat treatment at a temperature of 900 to 1020 ° C. for 3 minutes to 10 hours, after hot working, it was water cooled and facing was performed to remove oxide scale. In the hot rolling, a total of 2 to 8 passes of tandem one-direction rolling in which a one-pass working ratio exceeds 30% were performed, and a retention time between passes was set to less than 20 seconds. After that, cold rolling with a processing ratio of 80 to 89% is performed, solution heat treatment is performed to keep the temperature at 800 ° C. or more for 5 seconds or more, and aging precipitation heat treatment is performed for 5 minutes to 20 hours at a temperature of 350 to 600 ° C. And finish rolling was performed at 5 to 40%, and temper annealing was performed at a temperature of 300 to 700.degree. C. for 10 seconds to 2 hours.
  • Step F After homogenization heat treatment at a temperature of 900 to 1020 ° C. for 3 minutes to 10 hours, after hot working, it was water cooled and facing was performed to remove oxide scale.
  • the hot rolling was a total of 4 to 12 passes of reverse rolling with a pass ratio of 10 to 30%, and the retention time between passes was 20 to 100 seconds.
  • cold rolling at a working ratio of 90 to 99% was performed, heat treatment was performed at a temperature of 300 to 700 ° C. for 10 seconds to 5 hours, and cold rolling at a working ratio of 5 to 50% was performed.
  • a solution heat treatment is performed at 650 to 750 ° C.
  • Step G After homogenization heat treatment at a temperature of 900 to 1020 ° C. for 3 minutes to 10 hours, after hot working, it was water cooled and facing was performed to remove oxide scale.
  • the hot rolling was a total of 4 to 12 passes of reverse rolling with a pass ratio of 10 to 30%, and the retention time between passes was 20 to 100 seconds.
  • cold rolling at a working ratio of 80 to 89% was performed, heat treatment was performed at a temperature of 300 to 700 ° C. for 10 seconds to 5 hours, and cold rolling at a working ratio of 5 to 50% was performed.
  • Solution heat treatment is performed at 730 to 770 ° C for 5 to 30 seconds
  • aging precipitation heat treatment is performed for 5 minutes to 20 hours at 350 to 600 ° C
  • finish rolling is performed 5 to 40%
  • 300 to 300% A temper annealing was performed at a temperature of 700 ° C. for 10 seconds to 2 hours.
  • Step H The same conditions as in step A were adopted except that no intermediate heat treatment (10 seconds to 5 hours at a temperature of 300-700 ° C.) was performed during cold rolling.
  • the deviation angle is calculated for all measurement points, and the first decimal place is regarded as an effective number, and the area ratio is calculated by dividing the area of the crystal grain having an orientation within 10 ° from the Cube orientation by the total measurement area did.
  • W0 is a measurement result from the surface of the plate
  • W4 is a measurement result of a 1/4 depth position in the plate thickness direction
  • W0 / W4 is a ratio of these.
  • SR Stress relaxation rate
  • JCBA T309 2001 (corresponding to the former Japan Electronic Materials Industry Association Standard Standard Standard Standard Standard EMAS-3003), which is a temporary standard of the Japan Copper and Brass Association, as shown below, it was measured under the condition of holding at 150 ° C. for 1000 hours .
  • An initial stress of 80% of the proof stress was applied by the cantilever method.
  • those having an SR value of 30% or less are considered to be excellent in stress relaxation resistance.
  • FIG. 2 is an explanatory view of a test method of stress relaxation characteristics, in which (a) is before heat treatment and (b) is after heat treatment.
  • the position of the test piece 1 when an initial stress of 80% of the proof stress is applied to the test piece 1 held in a cantilever manner on the test stand 4 is a distance of ⁇ 0 from the reference is there. This is held in a thermostat at 150 ° C. for 1000 hours (heat treatment in the state of the test piece 1), and the position of the test piece 2 after removing the load is H t from the reference as shown in FIG. Distance.
  • 3 is a test piece when no stress is applied, and its position is the distance of H 1 from the reference.
  • the stress relaxation rate (%) was calculated as (H t -H 1 ) / ( ⁇ 0 -H 1 ) ⁇ 100.
  • ⁇ 0 is the distance from the reference to the test specimen 1
  • H 1 is the distance from the reference to the test specimen 3
  • H t is the distance from the reference to the test specimen 2.
  • Comparative Example 1-5 W0 / W4 was low, and the 180 ° close contact bendability was inferior.
  • Comparative Example 1-6 W0 / W4 and W0 were low, and the 180 ° contact bending workability was inferior.
  • Comparative Example 1-7 the average crystal grain size was high as W0, and the 180 ° close contact bendability was inferior.
  • Comparative Example 1-8 the average grain size was small and the stress relaxation resistance was inferior.
  • inventive examples 1-1 to 1-12 were excellent in any of 180 ° close contact bendability, proof stress, conductivity and stress relaxation characteristics.
  • at least one of GW and BW showed extremely excellent bendability such as no cracks and slight wrinkles.
  • Example 2 Invention Examples 2-1 to 2-8 and Comparative Examples 2-1 to 2 in the same manner as in Example 1 with respect to a copper alloy having the composition shown in the column of alloy components in Table 2 and the balance being Cu and unavoidable impurities
  • the sample material of the copper alloy sheet material of -3 was manufactured, and each characteristic was measured and evaluated in the same manner as in Example 1. The results are shown in Table 2.
  • Comparative example 3 A copper alloy sheet was produced through step H using the alloy composition of Inventive Example 1-1. About this, the result of having evaluated the same as said each Example is as follows.
  • the copper alloy sheet produced without the intermediate heat treatment had a small W0 and was inferior in 180 ° close contact formability even when the predetermined alloy composition, hot rolling condition and solution heat treatment condition were adopted.
  • Comparative Example 101 Condition of JP 2009-007666 A metal element similar to that of the invention example 1-1 was blended, and an alloy composed of Cu and incidental impurities with the balance was melted in a high frequency melting furnace, This was cast at a cooling rate of 0.1 to 100 ° C./sec to obtain an ingot. After holding this at 900 ° C. to 1020 ° C. for 3 minutes to 10 hours, it was hot-worked and then water-quenched to carry out facing for oxide scale removal. In the subsequent steps, a copper alloy c01 was produced by the treatment of steps A-3 and B-3 described below.
  • the manufacturing process includes one or more solution heat treatment, in which the steps are classified before and after the last solution heat treatment, and the steps up to intermediate solution treatment are designated as A-3, It was designated as B-3 step in the step after intermediate solution treatment.
  • Step A-3 Cold work with a reduction in area of 20% or more, heat treatment for 5 minutes to 10 hours at 350 to 750 ° C., cold work with a reduction in area of 5 to 50%, 800 A solution heat treatment is performed at about 1000 ° C. for 5 seconds to 30 minutes.
  • Step B-3 Cold work with a reduction in area of 50% or less, heat treatment at 400 to 700 ° C. for 5 minutes to 10 hours, cold work with a reduction in area of 30% or less, Apply temper annealing at 550 ° C. for 5 seconds to 10 hours.
  • test body c01 was different from the above-mentioned example in terms of hot working conditions with respect to manufacturing conditions, and the result was that the 180 ° close contact bendability did not satisfy the required characteristics.
  • the processing rate of one pass and the holding time between the passes were carried out under the conditions of 35 to 40% and 3 to 7 seconds, which were general conditions at the time of filing of the present application.
  • the hot-rolled sheet is cut by 1.5 mm on each side to remove the oxide film, and then cold rolled (i) to a thickness of 0.15 to 0.25 mm, and then the solution treatment temperature is 825 to Heat treatment was performed at a temperature range of 925 ° C. for 15 seconds, and then immediately cooled at a cooling rate of 15 ° C./sec or more. Next, it was subjected to an aging treatment at 475 ° C.
  • test body c02 was different from the above example in the manufacturing conditions, in terms of the condition of hot rolling and the presence or absence of the intermediate heat treatment, and the result was that the 180 ° close contact bending formability was not satisfied.
  • Comparative Example 103 Condition of Japanese Patent Laid-Open No. 11-335756
  • the copper alloy having the same composition as that of the above-mentioned inventive example 1-1 is dissolved in the air under charcoal coating in a krypton furnace and cast in a book mold , 50 mm ⁇ 80 mm ⁇ 200 mm were produced.
  • the ingot was heated to 930 ° C., hot rolled to a thickness of 15 mm, and immediately quenched in water.
  • the surface was ground with a grinder. After cold rolling this, heat treatment at 750 ° C. for 20 seconds, cold rolling at 30%, precipitation annealing at 480 ° C.
  • the processing rate for one pass and the retention time between the passes were 35 to 40% of the one-pass working rate, which was a general condition at the time of filing of the present application, and the retention time between each pass: 3 to We adopted the condition of 7 seconds.
  • test body c02 was different from the above example in the manufacturing conditions, in terms of the condition of hot rolling and the presence or absence of the intermediate heat treatment, and the result was that the 180 ° close contact bending formability was not satisfied.
  • test body c04 was different from the above-mentioned Example 1 in terms of the conditions of hot rolling and the presence or absence of the intermediate heat treatment under the production conditions, and the result was that the 180 ° close contact bending formability was not satisfied.
  • test body c05 was different from the above-mentioned Example 1 in terms of the conditions of hot rolling and the presence or absence of the intermediate heat treatment under the production conditions, and the result was that the 180 ° close contact bending formability was not satisfied.
  • Comparative Example 106 Condition of JP-A-2008-223136 The copper alloy shown in Example 1 was melted and cast using a vertical continuous casting machine. A sample of 50 mm in thickness was cut out from the obtained slab (180 mm in thickness), heated to 950 ° C., extracted, and hot rolling was started. At this time, the pass schedule was set so that the rolling reduction in the temperature range of 950 ° C. to 700 ° C. was 60% or more, and the rolling was performed in the temperature range of less than 700 ° C. The final pass temperature for hot rolling is between 600 ° C and 400 ° C. The total hot-rolling rate from the slab is about 90%. After hot rolling, the surface oxide layer was removed by mechanical polishing (face grinding). In hot rolling, the holding time between passes was set to 3 to 7 seconds, which was a general condition at the time of filing of the present application.
  • the aging treatment temperature was set to 450 ° C., and the aging time was adjusted to a time at which the hardness peaked at 450 ° C. aging depending on the alloy composition.
  • the optimum solution treatment conditions and aging treatment time are grasped by preliminary experiments according to such alloy composition.
  • finish cold rolling was performed at a rolling ratio.
  • the final cold-rolled product was further subjected to low-temperature annealing for 5 minutes in a 400 ° C. furnace. Thus, the test material was obtained. In addition, it was chamfered on the way as needed, and the plate thickness of the test material was equalized to 0.2 mm.
  • the main production conditions are described below.
  • test body c05 was different from the above-mentioned Example 1 in terms of the conditions of hot rolling and the presence or absence of the intermediate heat treatment under the production conditions, and the result was that the 180 ° close contact bending formability was not satisfied.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Conductive Materials (AREA)

Abstract

【課題】曲げ加工性に優れ、優れた強度を有し、なおかつ、耐応力緩和特性に優れ、電気・電子機器用のリードフレーム、コネクタ、端子材等、自動車車載用などのコネクタや端子材、リレー、スイッチなどに適した銅合金板材を提供する。 【解決手段】ＮｉとＣｏの少なくとも１種を合計で０．５～５．０ｍａｓｓ％、Ｓｉを０．１～１．２ｍａｓｓ％含み、残部がＣｕと不可避不純物からなる銅合金組成よりなる板材であって、電子後方散乱回折測定における結晶方位解析における、材料表層のＣｕｂｅ方位｛０　０　１｝＜１　０　０＞の面積率をＷ０、材料の深さ位置で全体の１／４の位置でのＣｕｂｅ方位面積率をＷ４としたときに、Ｗ０／Ｗ４の比が０．８以上、Ｗ０が５～４８％、平均結晶粒径が１２～１００μｍである、１８０°密着曲げ加工性と耐応力緩和特性に優れた銅合金板材。

Description

銅合金板材、これを用いたコネクタ、並びにこれを製造する銅合金板材の製造方法
　本発明は銅合金板材に関し、さらに詳しくは車載部品用や電気・電子機器用のリードフレーム、コネクタ、端子材、リレー、スイッチ、ソケットなどに適用される銅合金板材、これを用いたコネクタ、並びにこれを製造する銅合金板材の製造方法に関する。
　車載部品用や電気・電子機器用のリードフレーム、コネクタ、端子材、リレー、スイッチ、ソケットなどの用途に使用される銅合金板材には、特性項目として、導電率、耐力（降伏応力）、引張強度、曲げ加工性、耐応力緩和特性が要求される。近年、電気・電子機器の小型化、軽量化、高機能化、高密度実装化や、使用環境の高温化に伴って、これらの特性に要求されるレベルが高まっている。いくつか代表的な事例を示す。
　鉱物資源の低減や、部品の軽量化を背景に、材料の薄肉化が進行しており、なおかつバネ接圧を保つために、従来よりも高強度な材料が使用されている。その際、一般的に曲げ加工性は強度とトレードオフの関係にあるため、高強度の材料を従来通りの曲げ半径で加工すると、クラックが発生する問題が生じる。特に、車載端子や電子機器用途のコネクタなどにはＵ字型に１８０°に曲げる設計が必要な場合が多いが、曲げ部外側に大きな応力が付与されるため、曲げ加工性に乏しい材料では、クラックが発生し、コネクタの接圧低下による導通障害が問題になる。対策として、１８０°曲げする内側に複数のノッチ加工を施したり、密着曲げの設計から内側曲げ半径を大きく取る設計変更などを行ったりする場合があるが、曲げ部品の設計がプレスコストの低減や電子機器部品の小型化と両立できないという問題が生じている。
　また、使用環境の高温化が進行している。例えば自動車部品では、二酸化炭素発生量の低減のために、車体軽量化をはかっており、従来、ドアに設置していたような、エンジン制御用のＥＣＵなど、電子機器をエンジンルーム内やエンジン付近に設置し、電子機器とエンジンの間のワイヤーハーネスを短くする動きが進んでいる。また、電気自動車化に伴って高電流の用途が増加すると、ジュール熱が問題になる。コネクタに使用される接点材料が１００℃以上の高温に長くされされた場合、弾性限内の変位が塑性変位となり、端子嵌合部の接触圧力が低下する問題がある。そこで、耐応力緩和特性に優れた銅合金板材の開発が望まれている。
　上記のような問題を解決するため、耐応力緩和特性に優れ、かつ、曲げ加工性を向上させた銅合金材料が要望されている。
　この銅合金材料の曲げ加工性向上の要求に対して、結晶方位の制御によって解決する提案がいくつかなされている。
　特許文献１では、Ｃｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金において、結晶粒径と、｛３１１｝、｛２２０｝、｛２００｝面からのＸ線回折強度がある条件を満たす様な結晶方位の場合に、曲げ加工性が優れることが見出されている。また、特許文献２では、Ｃｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金において、｛２００｝面および｛２２０｝面からのＸ線回折強度がある条件を満足する結晶方位の場合に、曲げ加工性が優れることが見出されている。また、特許文献３では、Ｃｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金において、Ｃｕｂｅ方位｛１００｝＜００１＞の割合を適宜制御することによって曲げ加工性が優れることが見出されている。
　また、耐応力緩和特性向上の要求に対して、一般的に結晶粒径が大きいほど応力緩和し難い特徴があるため、それを利用して、Ｃｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金において耐応力緩和特性と曲げ加工性を両立させることが特許文献４などに示されている。
特開２００６－００９１３７号公報 特開２００８－０１３８３６号公報 特開２００６－２８３０５９号公報 特開２００８－１０６３５６号公報
　ところで、特許文献１、２、４に記載された発明においては、特定面からのＸ線回折による結晶方位の測定は、ある広がりを持った結晶方位の分布の中のごく一部の特定の面にのみ関するものである。しかも、板面方向の結晶面のみを測定しているに過ぎず、圧延方向や板幅方向にどの結晶面が向いているかについては評価されていないため、結晶方位の制御が不十分であり、曲げ加工性の改善が不十分な場合があった。また、これらの文献に示されている板表面のＸ線測定では、Ｘ線の侵入長は数十ミクロンであるため、それより内部の結晶方位については制御されていなかった。また、特許文献３に記載された発明においては、Ｃｕｂｅ方位の有効性が指摘されているが、板厚方向の分布やその他の結晶方位成分については制御されていなかった。このように、先行技術では曲げ加工性の改善が不十分な場合があり、特に１８０°密着曲げの高い応力においてクラックなく曲げ加工ができるレベルには不十分な場合があった。
　上記のような課題に鑑み、本発明の目的は、曲げ加工性に優れ、優れた強度を有し、なおかつ、耐応力緩和特性に優れ、電気・電子機器用のリードフレーム、コネクタ、端子材等、自動車車載用などのコネクタや端子材、リレー、スイッチなどに適した銅合金板材を提供することにある。また、上記銅合金板材を用いたコネクタ、並びにこれを好適に製造する銅合金板材の製造方法の提供を目的とする。
　本発明者らは、種々検討を重ね、電気・電子部品用途に適した銅合金について研究を行い、板厚表層及び、板厚１／４位置のＣｕｂｅ方位面積率を制御することによって、１８０°密着曲げ特性を著しく向上させることができ、加えて結晶粒径を特定範囲に制御することで上記課題を解決しうることを見出した。また、Ｂｒａｓｓ方位の低減が曲げ加工性にさらに寄与することを見出した。また、それに加えて、上記銅合金において特定の添加元素を用いることにより、導電率や曲げ加工性を損なうことなく、強度や応力緩和特性を向上させうることを見出した。本発明者らは、これらの知見に基づき本発明をなすに至ったものである。
　すなわち、本発明は、以下の手段を提供するものである。
（１）ＮｉとＣｏの少なくとも１種を合計で０．５～５．０ｍａｓｓ％、Ｓｉを０．１～１．２ｍａｓｓ％含み、残部がＣｕと不可避不純物からなる銅合金組成よりなる板材であって、電子後方散乱回折測定における結晶方位解析における、材料表層のＣｕｂｅ方位｛０　０　１｝＜１　０　０＞の面積率をＷ０、材料の深さ位置で全体の１／４の位置でのＣｕｂｅ方位面積率をＷ４としたときに、Ｗ０／Ｗ４の比が０．８以上、Ｗ０が５～４８％、平均結晶粒径が１２～１００μｍであることを特徴とする、１８０°密着曲げ加工性と耐応力緩和特性に優れた銅合金板材。
（２）さらに、Ｓｎ、Ｚｎ、Ａｇ、Ｍｎ、Ｂ、Ｐ、Ｍｇ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉ、ＺｒおよびＨｆからなる群から選ばれる少なくとも１種を合計で０．００５～２．０ｍａｓｓ％含有する（１）に記載の銅合金板材。
（３）Ｂｒａｓｓ方位｛１　１　０｝＜１　１　２＞の面積率が２０％以下であることを特徴とする、（１）または（２）記載の銅合金板材。
（４）請求項１～３の合金板材からなるコネクタ。
（５）ＮｉとＣｏの少なくとも１種を合計で０．５～５．０ｍａｓｓ％、Ｓｉを０．１～１．２ｍａｓｓ％含み、残部がＣｕと不可避不純物からなる銅合鋳塊に対し、少なくとも下記の工程Ｉ、III、及びIVによる処理を施すことを特徴とする銅合金板材の製造方法。
［工程Ｉ：１パス加工率を３０％以下とし各パス間の保持時間を２０～１００秒とした熱間圧延工程］
［工程III：熱間圧延工程と溶体化熱処理との間に行う３００～７００℃の温度で１０秒～５時間の中間熱処理工程］
［工程ＩＶ：８００～１０００℃で行う溶体化熱処理工程］
　本発明の銅合金板材は、曲げ加工性に優れ、優れた強度を有し、電気・電子機器用のリードフレーム、コネクタ、端子材等、自動車車載用などのコネクタや端子材、リレー、スイッチなどに好適である。また、本発明の銅合金板材の製造方法によれば、上記の優れた特性を有する銅合金板材を好適に製造することができる。
Ｃｕｂｅ方位からの回転角の計算方法を示した説明図である。 実施例における応力緩和特性の試験方法の説明図であり、（ａ）は熱処理前、（ｂ）は熱処理後の状態をそれぞれ示す。
　本発明の銅合金板材の好ましい実施の態様について、詳細に説明する。ここで、「銅合金材料」とは、銅合金素材が所定の形状（例えば、板、条、箔、棒、線など）に加工されたものを意味する。そのなかで板材とは、特定の厚みを有し形状的に安定しており面方向に広がりをもつものを指し、広義には条材を含む意味である。ここで、板材において、「材料表層」とは、「板表層」を意味し、「材料の深さ位置」とは、「板厚方向の位置」を意味する。板材の厚さは特に限定されないが、本発明の効果が一層よく顕れ実際的なアプリケーションに適合することを考慮すると、８～８００μｍが好ましく、５０～７０μｍがより好ましい。
　なお、本発明の銅合金板材は、その特性を圧延板の所定の方向における原子面の集積率で規定するものであるが、これは銅合金板材としてそのような特性を有していれば良いのであって、銅合金板材の形状は板材や条材に限定されるものではなく、本発明では、管材も板材として解釈して取り扱うことができるものとする。
（ＥＢＳＤ測定による規定）
　材料の曲げ加工時のクラックが発生する原因を明らかにするために、本発明者らは、曲げ変形した後の断面の金属組織を電子顕微鏡及び電子後方散乱回折測定（以下、ＥＢＳＤともいう）によって詳細に調査した。その結果、基体材料は均一に変形しているのではなく、特定の結晶方位の領域のみに変形が集中する、不均一な変形が進行することが観察された。そして、その不均一変形により、曲げ加工した後の基体材料表面には、数μｍの深さのシワや、クラックが発生することが解った。
　さらに、９０°曲げ加工では歪みは板厚方向最表層に付与されるのに対し、１８０°曲げにおいては薄板の板厚方向最表層のみならず、板厚１／４位置まで大きく歪んでおり、表層から発達する局所変形領域に対し、表層近傍の結晶粒のみならず板厚１／４位置の深さまでの結晶粒が関与していることが解った。そして、その局所変形帯はＣｕｂｅ方位粒にはあまり観察されず、Ｃｕｂｅ方位は不均一変形を抑制する効果があることが解った。その結果、板表面に発生するシワが低減され、クラックが抑制されることが解った。またＢｒａｓｓ方位は曲げ変形後に局所変形が伴っていることが多く、曲げ性には悪影響を及ぼすことが解った。
　板表層のＣｕｂｅ方位の面積率Ｗ０が５～４８％で、板厚１／４深さ位置でのＣｕｂｅ方位面積率Ｗ４との比であるＷ０／Ｗ４が０．８以上の場合に、１８０°密着曲げ性が優れる。好ましくはＷ０は１０～４０％、Ｗ０／Ｗ４は０．９以上である。Ｗ０／Ｗ４を上記の範囲とすることで、特に曲げ加工性の向上が図られ、曲げ加工性と材料強度とを好適に両立することができる。
　板表層のＢｒａｓｓ方位面積率は２０％以下であることが好ましく、より好ましくは１５％以下、さらに好ましくは１０％以下である。Ｂｒａｓｓ方位面積率を上記の範囲とすることが、同様に、高い曲げ加工性を実現し、これと材料強度との両立の観点から好ましい。
　本明細書における結晶方位の表示方法は、材料の圧延方向（ＲＤ）をＸ軸、板幅方向（ＴＤ）をＹ軸、圧延法線方向（ＮＤ）をＺ軸の直角座標系を取り、材料中の各領域がＺ軸に垂直な（圧延面に平行な）結晶面の指数（ｈｋｌ）と、Ｘ軸に平行な結晶方向の指数[ｕｖｗ]とを用いて、（ｈｋｌ）[ｕｖｗ]の形で示す。また、（１　３　２）[６　－４　３]と（２　３　１）[３　－４　６]などのように、銅合金の立方晶の対称性のもとで等価な方位については、ファミリーを表すカッコ記号を使用し、{ｈｋｌ}＜ｕｖｗ＞と示す。
　Ｃｕｂｅ方位とは、圧延面法線方向（ＮＤ）に（１００）面を、圧延方向（ＲＤ）に（１００）面を向いている状態であり、｛０　０　１｝＜１　０　０＞の指数で示される。
　Ｂｒａｓｓ方位とは、圧延面法線方向（ＮＤ）に（１１０）面を、圧延方向（ＲＤ）に（１１２）面を向いている状態であり、｛１　１　０｝＜１　１　２＞の指数で示される。
　本発明における上記結晶方位の解析には、ＥＢＳＤ法を用いる。ＥＢＳＤとは、Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ（電子後方散乱回折)の略で、走査電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＳＥＭ）内で試料に電子線を照射したときに生じる反射電子菊池線回折（菊池パターン）を利用した結晶方位解析技術のことである。本発明においては、結晶粒を２００個以上含む、５００μｍ四方の試料面積に対し、０．５μｍのステップでスキャンし、方位を解析する。
　Ｃｕｂｅ方位及びＢｒａｓｓ方位の面積率とは、各理想方位（上記Ｃｕｂｅ方位またはＢｒａｓｓ方位）からのずれ角度が１０°以内の領域の面積を、測定面積で割って算出したものである。
　理想方位からのずれ角度については、共通の回転軸を中心に回転角を計算し、ずれ角度とした。図１に、Ｃｕｂｅ方位からのずれ角度が１０°以内の方位の例を示した。ここでは、（１００）及び（１１０）及び（１１１）の回転軸に関して、１０°以内の方位を示しているが、あらゆる回転軸に関してＣｕｂｅ方位との回転角度を計算した。回転軸は最も小さいずれ角度で表現できるものを採用した。全ての測定点に対してこのずれ角度を計算して小数第一位までを有効数字とし、Ｃｕｂｅ方位、Ｂｒａｓｓ方位のそれぞれから１０°以内の方位を持つ結晶粒の面積を全測定面積で除し、面積率とした。
　ＥＢＳＤによる方位解析において得られる情報は、電子線が試料に侵入する数１０ｎｍの深さまでの方位情報を含んでいるが、測定している広さに対して充分に小さいため、本明細書中では面積率として記載した。また、方位分布は板表面から測定した。
　なお、ＥＢＳＤ測定にあたっては、鮮明な菊池線回折像を得るために、機械研磨の後に、コロイダルシリカの砥粒を使用して、基体表面を鏡面研磨した後に、測定を行うことが好ましい。
　板厚１／４位置でＥＢＳＤ測定にあたっては、電解研磨によって１／４位置までの表層部を溶解させた後、その面を鏡面研磨し、上記の板表層の場合と同様に測定した。
　ここで、ＥＢＳＤ測定の特徴について、Ｘ線回折測定との対比として説明する。まず１点目に挙げられるのは、Ｘ線回折測定によったのでは測定することができない結晶方位があり、それがＳ方位及びＢＲ方位となる。換言すれば、ＥＢＳＤを採用することにより、初めて、Ｓ方位及びＢＲ方位に関する情報が得られ、それにより特定される合金組織と作用との関係が明らかになる。２点目は、Ｘ線回折はＮＤ//{ｈｋｌ}の±０．５°程度に含まれる結晶方位の分量を測定している。一方、ＥＢＳＤは当該方位から±１０°に含まれる結晶方位の分量を測定している。したがって、ＥＢＳＤ測定によれば桁違いに広範な合金組織に関する情報が網羅的に得られ、合金材料全体としてＸ線回折では特定することが難しい状態が明らかになる。以上のとおり、ＥＢＳＤ測定とＸ線回折測定とで得られる情報はその内容及び性質が異なる。なお、本明細書において特に断らない限り、ＥＢＳＤの結果は、銅合金板材のＮＤ方向に対して行ったものである。
（合金組成等）
　コネクタ用材料として好適に用いられる銅系材料は、純銅系と高強度銅系に分けられ、高強度銅系材料はさらに固溶型と析出型に分けられる。本発明においては、コネクタに要求される導電性、機械的強度および耐熱性を有する析出型銅合金が好ましい。特に、高強度と高導電性を両立させるためには、Ｃｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系、Ｃｕ－Ｎｉ－Ｃｏ－Ｓｉ系、Ｃｕ－Ｃｏ－Ｓｉ系合金が好ましい。
・Ｎｉ，Ｃｏ，Ｓｉ
　本発明において、銅（Ｃｕ）に添加する第１の添加元素群であるニッケル（Ｎｉ）とコバルト（Ｃｏ）とケイ素（Ｓｉ）について、それぞれの添加量を制御することにより、Ｎｉ－Ｓｉ、Ｃｏ－Ｓｉ、Ｎｉ－Ｃｏ－Ｓｉの化合物を析出させて銅合金の強度を向上させることができる。その添加量は、ＮｉとＣｏのいずれか１種または２種を合計で、好ましくは０．５～５．０ｍａｓｓ％、さらに好ましくは０．６～４．５ｍａｓｓ％、より好ましくは０．８～４．０ｍａｓｓ％である。Ｓｉの含有量としては、好ましくは０．１～１．５ｍａｓｓ％、さらに好ましくは０．２～１．２ｍａｓｓ％である。これらの元素は多すぎると導電率を低下させやすく、また、少なすぎると強度が不足しやすい。なお、導電率を高めたい場合は、Ｃｏの添加を必須とすることが好ましく、その場合のＣｏの添加量は、０．４～１．５ｍａｓｓ％、より好ましくは０．６～２．０ｍａｓｓ％である。なお、Ｃｏは希少元素であるとともに、添加によって溶体化温度を高めるため、用途に応じて顕著に導電性を高める必要が無い場合は、添加しないことが好ましい。
・平均粒径
　平均結晶粒径は１２～１００μｍとする。小さすぎると耐応力緩和特性が劣り、また大きすぎる場合は曲げ加工性が劣るため、好ましくない。また、結晶粒径を１２μｍよりも小さい範囲に制御するためには、後述するように最終溶体化熱処理にて到達温度を比較的低温に制御する必要があるが、その場合、溶質元素の固溶が不十分となり、時効析出硬化の減少を伴う場合がある。その観点からも平均結晶粒径は１２μｍ以上とする。更に好ましくは、２２～８０μｍである。
　なお、本発明における平均結晶粒径は、ＪＩＳ　Ｈ　０５０１（切断法）に準じて測定したものをいう。
・その他の元素
　本発明の銅合金板材は、上記第１の添加元素群とともに、Ｓｎ、Ｚｎ、Ａｇ、Ｍｎ、Ｂ、Ｐ、Ｍｇ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉ、ＺｒおよびＨｆからなる群から選ばれる少なくとも１種を含有してもよい。この組成での平均結晶粒径とその好ましい範囲も上記と同じである。
　添加効果を充分に発現させ、かつ導電率を低下させないためには、Ｓｎ、Ｚｎ、Ａｇ、Ｍｎ、Ｂ、Ｐ、Ｍｇ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉ、ＺｒおよびＨｆからなる群から選ばれる少なくとも１種の添加元素の含有量は、総量で０．００５～２．０ｍａｓｓ％とし、好ましくは０．１～１．５ｍａｓｓ％、より好ましくは、０．７～１．２ｍａｓｓ％である。これらの添加元素が総量で多すぎると導電率を低下させる。少なすぎると、これらの元素を添加した効果がほとんど発揮されない。
　以下に、各元素の添加効果を示す。Ｍｇ、Ｓｎ、Ｚｎは、Ｃｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系、Ｃｕ－Ｎｉ－Ｃｏ－Ｓｉ系、Ｃｕ－Ｃｏ－Ｓｉ系銅合金に添加することで耐応力緩和特性が向上する。それぞれを添加した場合よりも併せて添加した場合に相乗効果によってさらに耐応力緩和特性が向上する。また、半田脆化を著しく改善する効果がある。Ｍｇ、Ｓｎ、Ｚｎの合計の好ましい範囲は、合計で０．１２～１．０ｍａｓｓ％である。
　Ｍｎ、Ａｇ、Ｂ、Ｐは添加すると熱間加工性を向上させるとともに、強度を向上する。Ｍｎ、Ａｇ、Ｂ、Ｐの合計の好ましい範囲は、合計で０．１２～０．５ｍａｓｓ％である。
　Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆは、主な添加元素であるＮｉやＣｏやＳｉとの化合物や単体で微細に析出し、析出硬化に寄与する。また、化合物として５０～５００ｎｍの大きさで析出し、粒成長を抑制することによって結晶粒径を微細にする効果があり、曲げ加工性を良好にする。Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆの合計の好ましい範囲は、合計で０．１２～０．５ｍａｓｓ％である。
（製造方法等）
　次に、板厚表層付近及び板厚１／４位置のＣｕｂｅ方位及びＢｒａｓｓ方位の面積率を制御する方法について説明する。ここでは、析出型銅合金の板材（条材）を例に挙げて説明するが、固溶型合金材料、希薄系合金材料、純銅系材料に展開することが可能である。
　一般に、析出型銅合金は、均質化熱処理した鋳塊を熱間圧延と冷間圧延の各ステップで薄板化し、７００～１０２０℃の温度範囲で最終溶体化熱処理を行って溶質原子を再固溶させた後に、時効析出熱処理と仕上げ冷間圧延によって必要な強度を満足させるように製造される。時効析出熱処理と仕上げ冷間圧延の条件は、所望の強度及び導電性などの特性に応じて、調整される。集合組織は、この一連のステップにおける、最終溶体化熱処理中に起きる再結晶によってそのおおよそが決定し、仕上げ圧延中に起きる方位の回転により、最終的に決定される。
　上記熱間圧延は、高温での低い変形抵抗と高い変形能を利用するためであり、冷間に比べて加工に必要なエネルギーを少なくする大きな利点がある。一方、析出硬化型合金においては、熱間圧延温度によっては析出が起きる場合があるが、この高温での析出物は一般的に粗大であるため、最終溶体化熱処理においても完全に固溶されず、結果として時効析出熱処理での析出硬化が不足する場合がある。もしくは、最終溶体化熱処理を高温化し、熱間圧延中の析出物を完全固溶させると結晶粒が粗大化し、今度は曲げ加工性が劣化する場合がある。この様な理由から、熱間圧延中には極力析出を抑制するために、１パス加工率を極力高めて総パス数を減少させ、パスとパスの間の保持は取らないことで、熱間圧延を高温短時間で終え、熱間圧延後は水冷などの方法によって急冷し、過飽和固溶体に近い状態に保つことが一般的な熱間圧延工程の設計指針である。
　上記のような一般的な熱間圧延及び一連の製造方法では板厚表層付近及び板厚１／４位置のＣｕｂｅ方位及びＢｒａｓｓ方位の面積率を、本発明の規定する範囲に安定して制御することは困難であり、下記に示す製造方法によって達成されることが確認された。
・    工程条件Ｉ
　一つ目に、熱間圧延は、１パス加工率は３０％以下とし、リバース式圧延によって材料にとっての圧延方向が１パスごとに交互に変わる圧延が良い。これは、大きな剪断応力が付与される表層に対して１回毎の圧延において交互に圧延方向を変えることで、剪断歪みを打ち消し合って板表層の結晶の回転を制御し、圧縮応力が付与される内部とは異なる組織が形成されることを抑制する効果によると考えられる。上記の条件によって、板厚方向の組織の変動を軽減できる。また、パスとパスの間の保持時間は２０秒～１００秒（好ましくは２０～５０秒、より好ましくは２０～３０秒）とし、パスとパスの間の温度低下は５～１００℃とするのが良い。このパスとパスの間の時間及び温度の制御によって材料中に静的な再結晶及び回復が起き、板厚方向の組織の変動を軽減にすることができる。パスとパスの間の温度は放射温度計や接触式熱電対温度計によって測定する。パスとパスの温度の制御にあたっては、バーナーなどによって加熱、及び空冷や水冷によって冷却する。
　なお、パスとパスの保持時間が１００秒を超える場合は、材料温度が下がり過ぎてしまうために、圧延中に面割れやエッジ割れを起こすため、好ましくない。
・工程条件II
　二つ目に、熱間圧延とその後のスケール除去の後に行う冷間圧延は、加工率が９０％～９９％で潤滑圧延が好ましい。９０％未満では、熱間圧延で形成された表層と内部の組織変動の影響を受ける場合がある。また９９％を超えるとエッヂ割れが発生する場合がある。
・工程条件III
　三つ目に、最終溶体化熱処理の前に、焼鈍熱処理（中間熱処理）とその後に低い加工率の冷間圧延を導入し、その後に最終溶体化熱処理を施すのが良い。この導入される焼鈍熱処理は３００～７００℃の温度で１０秒～５時間が、その後の冷間圧延は、５～５０％の加工率が良い。
・工程条件ＩＶ
　四つ目に、最終溶体化熱処理を平均結晶粒径が１２～１００μｍのサイズになるような比較的高い温度で行うのが良い。これは上記熱間圧延のパスとパスの間に発生した析出物と、最終溶体化熱処理の前の焼鈍熱処理に発生した析出物を固溶させるためである。上記の一般的な工程では、最終溶体化熱処理の温度を高めると結晶粒の粗大化により曲げ加工性が低下するが、本発明のようにＣｕｂｅ方位面積率を高めた場合には、結晶方位の効果によって曲げ性の劣化は軽微である。平均結晶粒径を１２～１００μｍに制御するための温度は、合金成分によって異なるが、８００℃～１０００℃の温度が良い。
　上記の四つの中でも、一つ目（条件Ｉ）、三つ目（条件III）及び四つ目（条件IV）に示した製造方法は従来の一般的な析出型銅合金の製造方法とは異なり、本発明にとって極めて重要である。二つ目に示した製造方法を併用することによって、更に好ましい状態が得られる。
　Ｃｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系における熱間圧延についてのこれまでの文献では、熱間圧延中の析出は極力抑制すべき現象と記載されている。そのため、曲げ加工性や強度の低下を招くＮｉ及びＳｉの析出、及びその析出物の粗大化を抑制する方法として、例えば特許第４２０９７４９号の段落［００２５］では、熱間圧延時間を短縮する方法が開示されている。また、例えば特許第４４４４１４３号では、熱間圧延自体を行わない方法として双ロール鋳造法が開示されている。
　本発明における新規の製法は、板厚方向の組織差低減という困難な課題を達成するために、工程条件Ｉの様にパス間の保持時間をあえて長くとり、一方でその間に起こる析出の対策として、工程条件ＩＶのように積極的に高い温度を採用するものである。
　上記内容を満たすことで、たとえばコネクタ用銅合金板材に要求される特性を満足することができる。本発明の銅合金板材の一つの好ましい実施態様では、０．２％耐力が５００ＭＰａ以上、かつ導電率が３０％ＩＡＣＳ以上である。特に好ましくは、０．２％耐力については７００ＭＰａ以上、曲げ加工性については試験片幅が１ｍｍの１８０°密着曲げ試験においてクラックなく曲げ加工が可能、導電率については３５％ＩＡＣＳ以上、耐応力緩和特性については後述する温度１５０℃で１０００時間保持する測定方法によって３０％以下の良好な特性を有する銅合金板材であり、このような特性を実現可能なことが、本発明の一つの利点である。なお、本発明において、０．２％耐力はＪＩＳ　Ｚ　２２４１に基づく値である。また、上記の％ＩＡＣＳとは、万国標準軟銅（Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ　Ａｎｎｅａｌｅｄ　Ｃｕｐｐｅｒ　Ｓｔａｎｄａｒｄ）の抵抗率１．７２４１×１０－８Ωｍを１００％ＩＡＣＳとした場合の導電率を表したものである。
　以下に、実施例に基づき本発明をさらに詳細に説明するが、本発明はこれに限定されるものではない。
　実施例１
　表１－１及び表１－２の合金成分の欄の組成に示すように、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｉを含有し、残部がＣｕと不可避不純物から成る合金を高周波溶解炉により溶解し、これを鋳造して鋳塊を得た。この状態を提供材とし、下記Ａ～Ｇのいずれかの工程にて、本発明例１－１～１－１２および比較例１－１～１－８の銅合金板材の供試材を製造した。なお、表１－１及び表１－２にＡ～Ｇのいずれの工程を用いたのかを示した。最終的な合金板材の厚さは特に断らない限り１５０μｍとした。
　なお、Ａ～Ｇには示していないが、パスとパスの保持時間が１００秒を超える条件で試作した場合は、材料温度が下がり過ぎてしまい、圧延中に面割れやエッジ割れを起こしたため、試作を中止した。
（工程Ａ）
　９００～１０２０℃の温度で３分～１０時間の均質化熱処理後、熱間加工を行った後に水冷し、酸化スケール除去のために面削を行った。その熱間圧延は、１パス加工率が１０～３０％のリバース式圧延を合計４～１２パス行い、パスとパスの間の保持時間は２０～１００秒とした。その後に９０～９９％の加工率の冷間圧延を行い、３００～７００℃の温度で１０秒～５時間の熱処理を行い、５～５０％の加工率の冷間圧延を行った。その後に、８００℃以上の温度に５秒以上保持する溶体化熱処理を行い、３５０～６００℃の温度で５分間～２０時間の時効析出熱処理を行い、５～４０％の仕上げ圧延を行い、３００～７００℃の温度で１０秒～２時間保持する調質焼鈍を行った。
（工程Ｂ）
　９００～１０２０℃の温度で３分～１０時間の均質化熱処理後、熱間加工を行った後に水冷し、酸化スケール除去のために面削を行った。その熱間圧延は、１パス加工率が１０～３０％のリバース式圧延を合計４～１２パス行い、パスとパスの間の保持時間は２０～１００秒とした。その後に８０～８９％の加工率の冷間圧延を行い、３００～７００℃の温度で１０秒～５時間の熱処理を行い、５～５０％の加工率の冷間圧延を行った。その後に、８００℃以上の温度に５秒以上保持する溶体化熱処理を行い、３５０～６００℃の温度で５分間～２０時間の時効析出熱処理を行い、５～４０％の仕上げ圧延を行い、３００～７００℃の温度で１０秒～２時間保持する調質焼鈍を行った。
（工程Ｃ）
　９００～１０２０℃の温度で３分～１０時間の均質化熱処理後、熱間加工を行った後に水冷し、酸化スケール除去のために面削を行った。その熱間圧延は、１パス加工率が１０～３０％のリバース式圧延を合計４～１２パス行い、パスとパスの間の保持時間は２０～１００秒とした。その後に９０～９９％の加工率の冷間圧延を行い、３００～７００℃の温度で１０秒～５時間の熱処理を行い、５～５０％の加工率の冷間圧延を行った。その後に、８００℃以上の温度に５秒以上保持する溶体化熱処理を行い、３５０～６００℃の温度で５分間～２０時間の時効析出熱処理を行い、４０～５０％の仕上げ圧延を行い、３００～７００℃の温度で１０秒～２時間保持する調質焼鈍を行った。
（工程Ｄ）
　９００～１０２０℃の温度で３分～１０時間の均質化熱処理後、熱間加工を行った後に水冷し、酸化スケール除去のために面削を行った。その熱間圧延は、１パス加工率が３０％を超えるタンデム式の１方向圧延を合計２～８パス行い、パスとパスの間の保持時間は２０秒未満とした。その後に８０～８９％の加工率の冷間圧延を行い、３００～７００℃の温度で１０秒～５時間の熱処理を行い、５～５０％の加工率の冷間圧延を行った。その後に、８００℃以上の温度に５秒以上保持する溶体化熱処理を行い、３５０～６００℃の温度で５分間～２０時間の時効析出熱処理を行い、５～４０％の仕上げ圧延を行い、３００～７００℃の温度で１０秒～２時間保持する調質焼鈍を行った。
（工程Ｅ）
　９００～１０２０℃の温度で３分～１０時間の均質化熱処理後、熱間加工を行った後に水冷し、酸化スケール除去のために面削を行った。その熱間圧延は、１パス加工率が３０％を超えるタンデム式の１方向圧延を合計２～８パス行い、パスとパスの間の保持時間は２０秒未満とした。その後に８０～８９％の加工率の冷間圧延を行い、８００℃以上の温度に５秒以上保持する溶体化熱処理を行い、３５０～６００℃の温度で５分間～２０時間の時効析出熱処理を行い、５～４０％の仕上げ圧延を行い、３００～７００℃の温度で１０秒～２時間保持する調質焼鈍を行った。
（工程Ｆ）
　９００～１０２０℃の温度で３分～１０時間の均質化熱処理後、熱間加工を行った後に水冷し、酸化スケール除去のために面削を行った。その熱間圧延は、１パス加工率が１０～３０％のリバース式圧延を合計４～１２パス行い、パスとパスの間の保持時間は２０～１００秒とした。その後に９０～９９％の加工率の冷間圧延を行い、３００～７００℃の温度で１０秒～５時間の熱処理を行い、５～５０％の加工率の冷間圧延を行った。６５０～７５０℃の温度に２時間保持する溶体化熱処理を行い、３５０～６００℃の温度で５分間～２０時間の時効析出熱処理を行い、５～４０％の仕上げ圧延を行い、３００～７００℃の温度で１０秒～２時間保持する調質焼鈍を行った。
（工程Ｇ）
　９００～１０２０℃の温度で３分～１０時間の均質化熱処理後、熱間加工を行った後に水冷し、酸化スケール除去のために面削を行った。その熱間圧延は、１パス加工率が１０～３０％のリバース式圧延を合計４～１２パス行い、パスとパスの間の保持時間は２０～１００秒とした。その後に８０～８９％の加工率の冷間圧延を行い、３００～７００℃の温度で１０秒～５時間の熱処理を行い、５～５０％の加工率の冷間圧延を行った。７３０～７７０℃の温度に５～３０秒保持する溶体化熱処理を行い、３５０～６００℃の温度で５分間～２０時間の時効析出熱処理を行い、５～４０％の仕上げ圧延を行い、３００～７００℃の温度で１０秒～２時間保持する調質焼鈍を行った。
（工程Ｈ）
　冷間圧延の間の中間熱処理（３００～７００℃の温度で１０秒～５時間）を行わなかった以外、工程Ａと同じ条件を採用した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　なお、各熱処理や圧延の後に、材料表面の酸化や粗度の状態に応じて酸洗浄や表面研磨を、形状に応じてテンションレベラーによる矯正を行った。
　この供試材について下記のようにして各特性を測定、評価した。ここで、供試材の厚さは０．１５ｍｍとした。結果を表１－１及び表１－２に示す。
ａ．Ｃｕｂｅ方位の面積率　［Ｗ０、Ｗ０／Ｗ４］：
　ＥＢＳＤ法により、約５００μｍ四方の測定領域で、スキャンステップが０．５μｍの条件で測定を行った。測定面積は結晶粒を２００個以上含むことを基準として調整した。　上述したように、理想方位からのずれ角度については、共通の回転軸を中心に回転角を計算し、ずれ角度とした。あらゆる回転軸に関してＣｕｂｅ方位との回転角度を計算した。回転軸は最も小さいずれ角度で表現できるものを採用した。全ての測定点に対してこのずれ角度を計算して小数第一位までを有効数字とし、Ｃｕｂｅ方位から１０°以内の方位を持つ結晶粒の面積を全測定面積で除し、面積率を算出した。Ｗ０は板表面からの測定結果、Ｗ４は板厚方向１／４深さ位置の測定結果であり、Ｗ０／Ｗ４はこれらの比である。
ｂ．Ｂｒａｓｓ方位の面積率　［Ｂ０］：
　上述のＣｕｂｅ方位の面積率と同様に、板表面から測定した。
ｃ．平均結晶粒径　［ＧＳ］：
ＪＩＳ　Ｈ　０５０１（切断法）に基づき測定した。圧延方向に対して平行の断面と、垂直の断面において測定し、その両者の平均をとった。金属組織の観察は、鏡面研磨した材料面を化学エッジングし、光学顕微鏡観察により行った。
ｄ．１８０°密着曲げ加工性　［曲げ加工性］：
　圧延方向に垂直に幅１ｍｍ、長さ２５ｍｍにプレスで打ち抜き、これに曲げの軸が圧延方向に直角になるようにＷ曲げしたものをＧＷ（Ｇｏｏｄ　Ｗａｙ）、圧延方向に平行になるようにＷ曲げしたものをＢＷ（Ｂａｄ　Ｗａｙ）とした。ＪＩＳ　Ｚ　２２４８に準じて曲げ加工を行った。０．４ｍｍＲの９０°曲げ金型を使用して予備曲げを行った後に、圧縮試験機によって密着曲げを行った。曲げ部外側における割れの有無を５０倍の光学顕微鏡で目視観察によりその曲げ加工部位を観察し、割れの有無を調査した。曲げ加工部にクラックがなく、シワも軽微なものを◎、クラックがないがシワが大きいものを○、クラックのあるものを×と判定した。
ｅ．０．２％耐力　［ＹＳ］：
　圧延平行方向から切り出したＪＩＳ　Ｚ２２０１－１３Ｂ号の試験片をＪＩＳ　Ｚ２２４１に準じて３本測定しその平均値を示した。ここでは、ＹＳの値が５５０ＭＰａ以上であるものを、強度に優れているものとした。
ｆ：導電率　［ＥＣ］：
　２０℃（±０．５℃）に保たれた恒温漕中で四端子法により比抵抗を計測して導電率を算出した。なお、端子間距離は１００ｍｍとした。ここでは、ＥＣの値が３５％ＩＡＣＳ以上であるものを、導電性に優れているものとした。
ｇ．応力緩和率　［ＳＲ］：
　日本伸銅協会の仮規格である、ＪＣＢＡ　Ｔ３０９：２００１（旧日本電子材料工業会標準規格　ＥＭＡＳ－３００３に相当）に準じ、以下に示すように、１５０℃で１０００時間保持後の条件で測定した。片持ち梁法により耐力の８０％の初期応力を負荷した。ここでは、ＳＲの値が３０％以下であるものを、耐応力緩和性に優れているものとした。
　図２は応力緩和特性の試験方法の説明図であり、（ａ）は熱処理前、（ｂ）は熱処理後の状態である。図２（ａ）に示すように、試験台４に片持ちで保持した試験片１に、耐力の８０％の初期応力を付与した時の試験片１の位置は、基準からδ０の距離である。これを１５０℃の恒温槽に１０００時間保持（前記試験片１の状態での熱処理）し、負荷を除いた後の試験片２の位置は、図２（ｂ）に示すように基準からＨｔの距離である。３は応力を負荷しなかった場合の試験片であり、その位置は基準からＨ１の距離である。この関係から、応力緩和率（％）は（Ｈｔ－Ｈ１）／（δ０―Ｈ１）×１００と算出した。式中、δ０は、基準から試験片１までの距離であり、Ｈ１は、基準から試験片３までの距離であり、Ｈｔは、基準から試験片２までの距離である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表１－２に示すように、比較例の試料では、いずれかの特性が劣る結果となった。
　すなわち、比較例１－１は、ＮｉとＣｏの総量が少ないために、析出硬化に寄与する析出物の密度が低下し強度が劣った。また、ＮｉまたはＣｏと化合物を形成しないＳｉが金属組織中に過剰に固溶し導電率が劣った。また、耐応力緩和性も劣った。比較例１－２は、ＮｉとＣｏの総量が多いために、導電率が劣った。比較例１－３は、Ｓｉが少ないために強度が劣った。比較例１－４は、Ｓｉが多いために導電率が劣った。
　比較例１－５はＷ０／Ｗ４が低く、１８０°密着曲げ加工性が劣った。比較例１－６はＷ０／Ｗ４及びＷ０が低く、１８０°密着曲げ加工性が劣った。比較例１－７はＷ０と平均結晶粒径が高く、１８０°密着曲げ加工性が劣った。比較例１－８は平均結晶粒径が小さく、耐応力緩和特性が劣った。
　これに対し、表１－１に示すように、本発明例１－１～１－１２は、１８０°密着曲げ加工性、耐力、導電率、応力緩和特性のいずれにおいても優れていた。特に、表層のＢｒａｓｓ方位面積率が２０％以下の本発明例１－１、１－２、１－４、１－６、１－７、１－８、１－９、１－１１、１－１２では、ＧＷ、ＢＷの少なくとも一方においてクラックがなく、シワも軽微なものであるという極めて優れた曲げ加工性を示した。
　実施例２
　表２の合金成分の欄に示す組成で、残部がＣｕと不可避不純物からなる銅合金について、実施例１と同様にして、本発明例２－１～２－８、比較例２－１～２－３の銅合金板材の供試材を製造し、実施例１と同様に各特性を測定、評価した。結果を表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　比較例３
　本発明例１－１の合金組成を採用し、工程Ｈを介して銅合金板材を作製した。これについて、上記各実施例と同様の評価を行った結果が下記のとおりである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　上記のとおり中間熱処理を介さずに作製した銅合金板材は所定の合金組成及び熱間圧延条件、溶体化熱処理条件を採用したとしても、　Ｗ０が少なく、１８０°密着曲げ加工性が劣っていた。
　表２に示すように、比較例２－１、２－２、２－３は、その他の元素として示したＳｎ、Ｚｎ、Ａｇ、Ｍｎ、Ｂ、Ｐ、Ｍｇ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉ、ＺｒおよびＨｆの合計の添加量が多すぎるために、導電率が劣った。
　これに対し、本発明例２－１～本発明例２－８は、曲げ加工性、耐力、導電率、応力緩和特性のいずれにも優れていた。
　このように、本発明の銅合金板材は、コネクタ材に適した優れた特性を有する。
　つづいて、従来の製造条件により製造した銅合金板材について、本願発明に係る銅合金板材との相違を明確化するために、その条件で銅合金板材を作製し、上記と同様の特性項目の評価を行った。なお、各板材の厚さは特に断らない限り上記実施例と同じ厚さになるように加工率を調整した。
（比較例１０１）・・・特開２００９－００７６６６号公報の条件
　上記本発明例１－１と同様の金属元素を配合し、残部がＣｕと不可避不純物から成る合金を高周波溶解炉により溶解し、これを０．１～１００℃／秒の冷却速度で鋳造して鋳塊を得た。これを９００～１０２０℃で３分から１０時間の保持後、熱間加工を行った後に水焼き入れを行い、酸化スケール除去のために面削を行った。この後の工程は、次に記載する工程Ａ－３，Ｂ－３の処理を施すことによって銅合金ｃ０１を製造した。なお、上記熱間加工については、上記公報からは詳細な条件が明らかではなく、本願出願当時に一般的な条件であった温度：８００～１０２０℃、１パス加工率３５～４０％、各パス間の保持時間：３～７秒という条件を採用して行った。
　製造工程には、１回または２回以上の溶体化熱処理を含み、ここでは、その中の最後の溶体化熱処理の前後で工程を分類し、中間溶体化までの工程でＡ－３工程とし、中間溶体化より後の工程でＢ－３工程とした。
　工程Ａ－３：断面減少率が２０％以上の冷間加工を施し、３５０～７５０℃で５分～１０時間の熱処理を施し、断面減少率が５～５０％の冷間加工を施し、８００～１０００℃で５秒～３０分の溶体化熱処理を施す。
　工程Ｂ－３：断面減少率が５０％以下の冷間加工を施し、４００～７００℃で５分～１０時間の熱処理を施し、断面減少率が３０％以下の冷間加工を施し、２００～５５０℃で５秒～１０時間の調質焼鈍を施す。
　得られた試験体ｃ０１は、上記実施例とは製造条件について　熱間加工条件の点で異なり、１８０°密着曲げ加工性について要求特性を満たさない結果となった。
（比較例１０２）・・・特開２００６－００９１３７号公報の条件
　上記本発明例１－１と同じ組成の銅合金を高周波溶解炉にて熔解し、ＤＣ法により厚さ３０ｍｍ、幅１００ｍｍ、長さ１５０ｍｍの鋳塊に鋳造した。次にこれらの鋳塊を１０００℃に加熱し、この温度に１時間保持後、厚さ１２ｍｍに熱間圧延し、速やかに冷却した。なお、熱間圧延の条件は、同公報の段落［００２７］を参照し、温度を９００～１０００℃の範囲で、熱間圧延後の冷間圧延を加工率９０％以上とした。１パスの加工率及び各パス間の保持時間は、本願出願当時に一般的な条件であった３５～４０％及び３～７秒間という条件を採用して行った。
　次いで熱間圧延板を両面各１．５ｍｍずつ切削して酸化皮膜を除去した後、冷間圧延（イ）により厚さ０．１５～０．２５ｍｍに加工し、次いで溶体化処理温度を８２５～９２５℃の温度範囲で変化させ１５秒間熱処理し、その後直ちに１５℃／秒以上の冷却速度で冷却した。次に不活性ガス雰囲気中で４７５℃で２時間の時効処理を施し、次いで最終塑性加工である冷間圧延（ハ）を行い、最終的な板厚を揃えた。前記最終塑性加工後、引き続き３７５℃で２時間の低温焼鈍を施して銅合金板材（試料ｃ０２）を製造した。
　得られた試験体ｃ０２は、上記実施例とは製造条件について　熱間圧延の条件及び中間熱処理の有無の点で異なり、１８０°密着曲げ加工性を満たさない結果となった。
（比較例１０３）・・・特開平１１－３３５７５６号公報の条件
　上記本発明例１－１と同じ成分組成の銅合金を、クリプトル炉にて木炭被覆下で大気溶解し、ブックモールドに鋳造し、５０ｍｍ×８０ｍｍ×２００ｍｍの鋳塊を作製した。この鋳塊を９３０℃に加熱して厚さ１５ｍｍまで熱間圧延後、直ちに水中急冷した。この熱延材の表面の酸化スケールを除去するため、表面をグラインダで切削した。これを冷間圧延した後、７５０℃で２０秒の熱処理、３０％の冷間圧延、４８０℃で２時間の析出焼鈍を施し、板厚を調整した材料を得て、試験に供した（ｃ０２）。なお、熱間圧延において、１パスの加工率及び各パス間の保持時間は、本願出願当時に一般的な条件であった１パス加工率３５～４０％、各パス間の保持時間：３～７秒という条件を採用して行った。
　得られた試験体ｃ０２は、上記実施例とは製造条件について　熱間圧延の条件及び中間熱処理の有無の点で異なり、１８０°密着曲げ加工性を満たさない結果となった。
（比較例１０４）・・・特開２００６－２８３０５９号公報の条件
　上記本発明例１－１の組成の銅合金を、電気炉により大気中にて木炭被覆下で溶解し、鋳造可否を判断した。溶製した鋳塊を熱間圧延し、厚さ１５ｍｍに仕上げた。つづいてこの熱間圧延材に対し、冷間圧延及び熱処理（冷間圧延１→溶体化連続焼鈍→冷間圧延２→時効処理→冷間圧延３→短時間焼鈍）を施し、所定の厚さの銅合金薄板（ｃ０４）を製造した。なお、溶体化は同公報の段落［００２７］を参照し、実体温度８００～９５０℃で３０秒以下保持する条件とした。熱間圧延については詳細な開示はなく、本願出願当時に一般的な条件であった　１パス加工率を３５～４０％、各パス間の保持時間を３～７秒という条件を採用して行った。
　得られた試験体ｃ０４は、上記実施例１とは製造条件について熱間圧延の条件及び中間熱処理の有無の点で異なり、１８０°密着曲げ加工性を満たさない結果となった。
（比較例１０５）・・・特開２００６－１５２３９２号公報の条件
　上記本発明例１－１の組成をもつ合金について、クリプトル炉において大気中で木炭被覆下で溶解し、鋳鉄製ブックモールドに鋳造し、厚さが５０ｍｍ、幅が７５ｍｍ、長さが１８０ｍｍの鋳塊を得た。そして、鋳塊の表面を面削した後、９５０℃の温度で厚さが１５ｍｍになるまで熱間圧延し、７５０℃以上の温度から水中に急冷した。次に、酸化スケールを除去した後、冷間圧延を行い、所定の厚さの板を得た。なお、熱間圧延において、１パスの加工率及び各パス間の保持時間は、本願出願当時に一般的な条件であった１パス加工率を３５～４０％、各パス間の保持時間を３～７秒という条件を採用して行った。
　続いて、塩浴炉を使用し、温度で２０秒間加熱する溶体化処理を行なった後に、水中に急冷した後、後半の仕上げ冷間圧延により、各厚みの冷延板にした。この際、下記に示すように、これら冷間圧延の加工率(％)を種々変えて冷延板（ｃ０５）にした。これらの冷延板を、下記に示すように、温度(℃)と時間(ｈｒ)とを種々変えて時効処理した。
　冷間加工率：　　　　　　　　　９５％
　溶体化処理温度：　　　　　　　９００℃
　人工時効硬化処理温度×時間：　４５０℃×４時間
　板厚：　　　　　　　　　　　　０．６ｍｍ
　得られた試験体ｃ０５は、上記実施例１とは製造条件について熱間圧延の条件及び中間熱処理の有無の点で異なり、１８０°密着曲げ加工性を満たさない結果となった。
（比較例１０６）・・・特開２００８－２２３１３６号公報の条件
　実施例１に示す銅合金を溶製し、縦型連続鋳造機を用いて鋳造した。得られた鋳片（厚さ１８０ｍｍ）から厚さ５０ｍｍの試料を切り出し、これを９５０℃に加熱したのち抽出して、熱間圧延を開始した。その際、９５０℃～７００℃の温度域での圧延率が６０％以上となり、かつ７００℃未満の温度域でも圧延が行われるようにパススケジュールを設定した。熱間圧延の最終パス温度は６００℃～４００℃の間にある。鋳片からのトータルの熱間圧延率は約９０％である。熱間圧延後、表層の酸化層を機械研磨により除去（面削）した。なお、熱間圧延において、各パス間の保持時間は、本願出願当時に一般的な条件であった３～７秒とした。
　次いで、冷間圧延を行った後、溶体化処理に供した。試料表面に取り付けた熱電対により溶体化処理時の温度変化をモニターし、昇温過程における１００℃から７００℃までの昇温時間を求めた。溶体化処理後の平均結晶粒径（双晶境界を結晶粒界とみなさない）が１０～６０μｍとなるように到達温度を合金組成に応じて７００～８５０℃の範囲内で調整し、７００～８５０℃の温度域での保持時間を１０ｓｅｃ～１０ｍｉｎの範囲で調整した。続いて、上記溶体化処理後の板材に対して、圧延率で中間冷間圧延を施し、次いで時効処理を施した。時効処理温度は材温４５０℃とし、時効時間は合金組成に応じて４５０℃の時効で硬さがピークになる時間に調整した。このような合金組成に応じて最適な溶体化処理条件や時効処理時間は予備実験により把握してある。次いで、圧延率で仕上げ冷間圧延を行った。仕上げ冷間圧延を行ったものについては、その後さらに、４００℃の炉中に５ｍｉｎ装入する低温焼鈍を施した。このようにして供試材を得た。なお、必要に応じて途中で面削を行い、供試材の板厚は０.２ｍｍに揃えた。主な製造条件は下記に記載してある。
　［特開２００８－２２３１３６　比較例１の条件］
　　７００℃未満～４００℃での熱間圧延率：　　１７％（１パス）
　　溶体化処理前　冷間圧延率：　９０％
　　中間冷間圧延　冷間圧延率：　２０％
　　仕上げ冷間圧延　冷間圧延率：　３０％
　　１００℃から７００℃までの昇温時間：　１０秒
　得られた試験体ｃ０５は、上記実施例１とは製造条件について熱間圧延の条件及び中間熱処理の有無の点で異なり、１８０°密着曲げ加工性を満たさない結果となった。
　１　初期応力を付与した時の試験片
　２　負荷を除いた後の試験片
　３　応力を負荷しなかった場合の試験片
　４　試験台

Claims (5)

  1. 　ＮｉとＣｏの少なくとも１種を合計で０．５～５．０ｍａｓｓ％、Ｓｉを０．１～１．２ｍａｓｓ％含み、残部がＣｕと不可避不純物からなる銅合金組成よりなる板材であって、電子後方散乱回折測定における結晶方位解析における、材料表層のＣｕｂｅ方位｛０　０　１｝＜１　０　０＞の面積率をＷ０、材料の深さ位置で全体の１／４の位置でのＣｕｂｅ方位面積率をＷ４としたときに、Ｗ０／Ｗ４の比が０．８以上、Ｗ０が５～４８％、平均結晶粒径が１２～１００μｍであることを特徴とする、１８０°密着曲げ加工性と耐応力緩和特性に優れた銅合金板材。
  2. 　さらに、Ｓｎ、Ｚｎ、Ａｇ、Ｍｎ、Ｂ、Ｐ、Ｍｇ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉ、ＺｒおよびＨｆからなる群から選ばれる少なくとも１種を合計で０．００５～２．０ｍａｓｓ％含有する請求項１に記載の銅合金板材。
  3. 　Ｂｒａｓｓ方位｛１　１　０｝＜１　１　２＞の面積率が２０％以下であることを特徴とする、請求項１または請求項２に記載の銅合金板材。
  4. 　請求項１～３の合金板材からなるコネクタ。
  5. 　ＮｉとＣｏの少なくとも１種を合計で０．５～５．０ｍａｓｓ％、Ｓｉを０．１～１．２ｍａｓｓ％含み、残部がＣｕと不可避不純物からなる銅合鋳塊に対し、少なくとも下記の工程Ｉ、III、及びIVによる処理を施すことを特徴とする銅合金板材の製造方法。
    ［工程Ｉ：１パス加工率を３０％以下とし各パス間の保持時間を２０～１００秒とした熱間圧延工程］
    ［工程III：熱間圧延工程と溶体化熱処理との間に行う３００～７００℃の温度で１０秒～５時間の中間熱処理工程］
    ［工程ＩＶ：８００～１０００℃で行う溶体化熱処理工程］
PCT/JP2010/071484 2009-12-02 2010-12-01 銅合金板材、これを用いたコネクタ、並びにこれを製造する銅合金板材の製造方法 WO2011068121A1 (ja)

Priority Applications (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201080050396.0A CN102597283B (zh) 2009-12-02 2010-12-01 铜合金板材、使用该铜合金板材的连接器、以及制造连接器的铜合金板材的制造方法
KR1020127011446A KR101419145B1 (ko) 2009-12-02 2010-12-01 구리합금 판재, 이를 이용한 커넥터, 및 이를 제조하는 구리합금 판재의 제조방법
EP10834571A EP2508631A1 (en) 2009-12-02 2010-12-01 Copper alloy sheet material, connector using same, and copper alloy sheet material production method for producing same
JP2011513177A JP4948678B2 (ja) 2009-12-02 2010-12-01 銅合金板材、これを用いたコネクタ、並びにこれを製造する銅合金板材の製造方法

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2009-274892 2009-12-02
JP2009274892 2009-12-02

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2011068121A1 true WO2011068121A1 (ja) 2011-06-09

Family

ID=44114967

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2010/071484 WO2011068121A1 (ja) 2009-12-02 2010-12-01 銅合金板材、これを用いたコネクタ、並びにこれを製造する銅合金板材の製造方法

Country Status (5)

Country Link
EP (1) EP2508631A1 (ja)
JP (1) JP4948678B2 (ja)
KR (1) KR101419145B1 (ja)
CN (1) CN102597283B (ja)
WO (1) WO2011068121A1 (ja)

Cited By (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2013163853A (ja) * 2012-02-13 2013-08-22 Furukawa Electric Co Ltd:The 銅合金板材およびその製造方法
KR20140148437A (ko) 2012-03-26 2014-12-31 제이엑스 닛코 닛세키 킨조쿠 가부시키가이샤 코르손 합금 및 그 제조 방법
JP2016056414A (ja) * 2014-09-10 2016-04-21 三菱マテリアル株式会社 銅圧延板及び電子・電気機器用部品
KR20160090871A (ko) 2013-11-25 2016-08-01 제이엑스금속주식회사 도전성, 성형 가공성 및 응력 완화 특성이 우수한 구리 합금판
WO2016158589A1 (ja) * 2015-04-01 2016-10-06 古河電気工業株式会社 平角圧延銅箔、フレキシブルフラットケーブル、回転コネクタおよび平角圧延銅箔の製造方法
WO2018174081A1 (ja) 2017-03-22 2018-09-27 Ｊｘ金属株式会社 プレス加工後の寸法精度を改善した銅合金条
WO2018174079A1 (ja) 2017-03-21 2018-09-27 Ｊｘ金属株式会社 プレス加工後の寸法精度を改善した銅合金条
JP2018197397A (ja) * 2018-08-15 2018-12-13 三菱マテリアル株式会社 銅圧延板及び電子・電気機器用部品
US11021774B2 (en) 2013-08-13 2021-06-01 Jx Nippon Mining & Metals Corporation Copper alloy plate having excellent electrical conductivity and bending deflection coefficient
CN113817932A (zh) * 2021-07-27 2021-12-21 中国兵器科学研究院宁波分院 一种高强耐热耐应力松弛铜合金材料及其制备方法
JP7311651B1 (ja) 2022-02-01 2023-07-19 Ｊｘ金属株式会社 電子材料用銅合金及び電子部品

Families Citing this family (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2014115307A1 (ja) * 2013-01-25 2014-07-31 三菱伸銅株式会社 端子・コネクタ材用銅合金板及び端子・コネクタ材用銅合金板の製造方法
TWI503426B (zh) * 2013-07-10 2015-10-11 Mitsubishi Materials Corp 電子．電氣機器用銅合金、電子．電氣機器用銅合金薄板、電子．電氣機器用導電構件及端子
WO2015099098A1 (ja) * 2013-12-27 2015-07-02 古河電気工業株式会社 銅合金板材、コネクタ、及び銅合金板材の製造方法
KR102348993B1 (ko) * 2013-12-27 2022-01-10 후루카와 덴키 고교 가부시키가이샤 구리합금판재, 커넥터, 및 구리합금판재의 제조방법
JP6579980B2 (ja) * 2016-03-09 2019-09-25 Ｊｘ金属株式会社 Ｎｉめっき銅又は銅合金材、それを用いたコネクタ端子、コネクタ及び電子部品
JP6713074B1 (ja) * 2019-04-16 2020-06-24 Ｄｏｗａメタルテック株式会社 銅合金板材およびその製造方法
CN114502755B (zh) * 2020-01-15 2023-11-17 古河电气工业株式会社 铜板材及其制造方法、以及带铜板材的绝缘基板
CN112030030B (zh) * 2020-08-06 2021-09-10 国网江西省电力有限公司电力科学研究院 一种高强高导铜合金线材及其制备方法

Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH11222641A (ja) * 1998-01-30 1999-08-17 Furukawa Electric Co Ltd:The 導電性ばね用銅合金及及びその製造方法
JP2006009137A (ja) 2004-05-27 2006-01-12 Furukawa Electric Co Ltd:The 銅合金
JP2006089763A (ja) * 2004-09-21 2006-04-06 Dowa Mining Co Ltd 銅合金およびその製造法
JP2006283059A (ja) 2005-03-31 2006-10-19 Kobe Steel Ltd 曲げ加工性に優れた高強度銅合金板及びその製造方法
JP2008013836A (ja) 2006-07-10 2008-01-24 Dowa Holdings Co Ltd 異方性の少ない高強度銅合金板材およびその製造法
JP2008075172A (ja) * 2006-09-25 2008-04-03 Nikko Kinzoku Kk Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金
JP2008106356A (ja) 2006-09-27 2008-05-08 Dowa Metaltech Kk 銅合金板材およびその製造法
JP4209749B2 (ja) 2003-09-24 2009-01-14 株式会社神戸製鋼所 高強度および優れた曲げ加工性を備えた銅合金
JP4444143B2 (ja) 2005-03-07 2010-03-31 古河電気工業株式会社 銅合金条の製造方法

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH1122264A (ja) * 1997-07-04 1999-01-26 Sony Corp 識別信号照合装置
JP4247922B2 (ja) * 2006-09-12 2009-04-02 古河電気工業株式会社 電気・電子機器用銅合金板材およびその製造方法
JP4981748B2 (ja) * 2007-05-31 2012-07-25 古河電気工業株式会社 電気・電子機器用銅合金

Patent Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH11222641A (ja) * 1998-01-30 1999-08-17 Furukawa Electric Co Ltd:The 導電性ばね用銅合金及及びその製造方法
JP4209749B2 (ja) 2003-09-24 2009-01-14 株式会社神戸製鋼所 高強度および優れた曲げ加工性を備えた銅合金
JP2006009137A (ja) 2004-05-27 2006-01-12 Furukawa Electric Co Ltd:The 銅合金
JP2006089763A (ja) * 2004-09-21 2006-04-06 Dowa Mining Co Ltd 銅合金およびその製造法
JP4444143B2 (ja) 2005-03-07 2010-03-31 古河電気工業株式会社 銅合金条の製造方法
JP2006283059A (ja) 2005-03-31 2006-10-19 Kobe Steel Ltd 曲げ加工性に優れた高強度銅合金板及びその製造方法
JP2008013836A (ja) 2006-07-10 2008-01-24 Dowa Holdings Co Ltd 異方性の少ない高強度銅合金板材およびその製造法
JP2008075172A (ja) * 2006-09-25 2008-04-03 Nikko Kinzoku Kk Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金
JP2008106356A (ja) 2006-09-27 2008-05-08 Dowa Metaltech Kk 銅合金板材およびその製造法

Cited By (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2013163853A (ja) * 2012-02-13 2013-08-22 Furukawa Electric Co Ltd:The 銅合金板材およびその製造方法
KR20140148437A (ko) 2012-03-26 2014-12-31 제이엑스 닛코 닛세키 킨조쿠 가부시키가이샤 코르손 합금 및 그 제조 방법
US11021774B2 (en) 2013-08-13 2021-06-01 Jx Nippon Mining & Metals Corporation Copper alloy plate having excellent electrical conductivity and bending deflection coefficient
KR20160090871A (ko) 2013-11-25 2016-08-01 제이엑스금속주식회사 도전성, 성형 가공성 및 응력 완화 특성이 우수한 구리 합금판
JP2016056414A (ja) * 2014-09-10 2016-04-21 三菱マテリアル株式会社 銅圧延板及び電子・電気機器用部品
US10439347B2 (en) 2015-04-01 2019-10-08 Furukawa Electric Co., Ltd. Rectangular rolled copper foil, flexible flat cable, rotary connector, and method of manufacturing rectangular rolled copper foil
WO2016158589A1 (ja) * 2015-04-01 2016-10-06 古河電気工業株式会社 平角圧延銅箔、フレキシブルフラットケーブル、回転コネクタおよび平角圧延銅箔の製造方法
WO2018174079A1 (ja) 2017-03-21 2018-09-27 Ｊｘ金属株式会社 プレス加工後の寸法精度を改善した銅合金条
KR20190119619A (ko) 2017-03-21 2019-10-22 제이엑스금속주식회사 프레스 가공 후의 치수 정밀도를 개선한 구리 합금조
US11203799B2 (en) 2017-03-21 2021-12-21 Jx Nippon Mining & Metals Corporation Copper alloy strip exhibiting improved dimensional accuracy after press-working
WO2018174081A1 (ja) 2017-03-22 2018-09-27 Ｊｘ金属株式会社 プレス加工後の寸法精度を改善した銅合金条
KR20190119621A (ko) 2017-03-22 2019-10-22 제이엑스금속주식회사 프레스 가공 후의 치수 정밀도를 개선한 구리 합금조
US11499207B2 (en) 2017-03-22 2022-11-15 Jx Nippon Mining & Metals Corporation Copper alloy strip exhibiting improved dimensional accuracy after press-working
JP2018197397A (ja) * 2018-08-15 2018-12-13 三菱マテリアル株式会社 銅圧延板及び電子・電気機器用部品
CN113817932A (zh) * 2021-07-27 2021-12-21 中国兵器科学研究院宁波分院 一种高强耐热耐应力松弛铜合金材料及其制备方法
JP7311651B1 (ja) 2022-02-01 2023-07-19 Ｊｘ金属株式会社 電子材料用銅合金及び電子部品
WO2023149312A1 (ja) * 2022-02-01 2023-08-10 Ｊｘ金属株式会社 電子材料用銅合金及び電子部品
JP2023112550A (ja) * 2022-02-01 2023-08-14 Ｊｘ金属株式会社 電子材料用銅合金及び電子部品

Also Published As

Publication number Publication date
JP4948678B2 (ja) 2012-06-06
KR20120104532A (ko) 2012-09-21
CN102597283A (zh) 2012-07-18
KR101419145B1 (ko) 2014-07-11
CN102597283B (zh) 2014-04-09
JPWO2011068121A1 (ja) 2013-04-18
EP2508631A1 (en) 2012-10-10

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2011068121A1 (ja) 銅合金板材、これを用いたコネクタ、並びにこれを製造する銅合金板材の製造方法
JP5158909B2 (ja) 銅合金板材及びその製造方法
KR101419147B1 (ko) 구리합금 판재 및 그 제조방법
JP4934759B2 (ja) 銅合金板材及びこれを用いたコネクタ並びに銅合金板材の製造方法
JP5261582B2 (ja) 銅合金板材およびその製造方法
JP5972484B2 (ja) 銅合金板材、銅合金板材からなるコネクタ、および銅合金板材の製造方法
JP5916964B2 (ja) 銅合金板材、コネクタ、および銅合金板材の製造方法
JP5503791B2 (ja) 銅合金板材およびその製造方法
WO2014126047A1 (ja) 高強度Ｃｕ－Ｎｉ－Ｃｏ－Ｓｉ系銅合金板材およびその製造法並びに通電部品
JP5773929B2 (ja) 曲げ加工性及び耐応力緩和特性に優れる電気電子部品用銅合金板
WO2012121109A1 (ja) Ｃｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系合金及びその製造方法
WO2011068134A1 (ja) 低ヤング率を有する銅合金板材およびその製造法
WO2013018228A1 (ja) 銅合金
JP5261619B2 (ja) 銅合金板材およびその製造方法
JP2011162848A (ja) 強度異方性が小さく曲げ加工性に優れた銅合金
JP5117602B1 (ja) たわみ係数が低く、曲げ加工性に優れる銅合金板材

Legal Events

Date Code Title Description
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 201080050396.0

Country of ref document: CN

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2011513177

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 10834571

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20127011446

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

REEP Request for entry into the european phase

Ref document number: 2010834571

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2010834571

Country of ref document: EP