WO2021199848A1 - 銅合金板材およびその製造方法 - Google Patents

銅合金板材およびその製造方法 Download PDF

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WO2021199848A1
WO2021199848A1 PCT/JP2021/007905 JP2021007905W WO2021199848A1 WO 2021199848 A1 WO2021199848 A1 WO 2021199848A1 JP 2021007905 W JP2021007905 W JP 2021007905W WO 2021199848 A1 WO2021199848 A1 WO 2021199848A1
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copper alloy
mass
less
alloy plate
plate material
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俊太 秋谷
宏和 佐々木
樋口　優
紳悟 川田
翔一 檀上
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古河電気工業株式会社
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    • 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
    • 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
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    • 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
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01B—CABLES; CONDUCTORS; INSULATORS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR CONDUCTIVE, INSULATING OR DIELECTRIC PROPERTIES
    • H01B13/00—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing conductors or cables
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01B—CABLES; CONDUCTORS; INSULATORS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR CONDUCTIVE, INSULATING OR DIELECTRIC PROPERTIES
    • H01B5/00—Non-insulated conductors or conductive bodies characterised by their form
    • H01B5/02—Single bars, rods, wires, or strips

Definitions

  • This disclosure relates to a copper alloy plate material and a method for manufacturing the same.
  • Copper alloy plates used for connectors for electronic devices are generally pressed by wall thinning or punching. With the recent miniaturization of electronic devices, there is a growing demand for shape uniformity of stamped products.
  • Patent Document 1 describes a copper alloy thin plate material in which the number density of second phase particles, the plate width in the direction perpendicular to rolling, the plate thickness, the maximum crossbow, the proof stress in the rolling direction, and the like are within predetermined ranges.
  • Patent Document 2 Cr: 0.15 to 0.4%, Si: 0.01 to 0.1%, and at least one element selected from the group consisting of Ti and Zr: 0 in total. It contains .005 to 0.15%, the balance is composed of copper and unavoidable impurities, and the average particle diameter of the particle size distribution of the precipitate measured by the small-angle X-ray scattering method is 2.0 nm or more and 7.0 nm or less.
  • copper alloys in which the standardized dispersion of the particle size distribution is in the range of 30 to 40% are described.
  • Patent Document 3 contains Ni 2.0 to 3.5% and Si 0.5 to 1.0% by mass, the Ni / Si ratio is 3.5 to 4.5, and the balance is Cu. And in the copper alloy material consisting of unavoidable impurities, the precipitate evaluated by the small angle scattering method has an average diameter of 2.0 to 3.5 nm and a standardized dispersion of 40% or less in the number distribution of the diameter.
  • a high-strength copper alloy material having a value (R / t) obtained by dividing the minimum bending radius R at which cracks do not occur in the W bending test by the plate thickness t is 1.0 or less is described.
  • the conductive spring member incorporated in a small mechanical part is incorporated by controlling the number density of the second phase particles of the Cu—Ni—Co—Si based alloy and the flatness of the plate material.
  • the strength of the spring is increased and the dimensional accuracy during processing is improved.
  • various material properties are attempted to be controlled in order to improve the dimensional accuracy of the stamped material, that is, the press workability.
  • the copper alloy thin plate material of Patent Document 1 does not satisfy the high dimensional accuracy required.
  • the strength, conductivity, and bending workability are improved by controlling the particle size distribution of the precipitates of the Cu—Ni—Si based alloy.
  • the particle size distribution of the Cu—Ni—Si based alloy is measured by the small-angle X-ray scattering method.
  • the small-angle X-ray scattering method has a feature that the thicker the copper alloy material as a sample, the smaller the amount of X-ray transmission, and it is difficult to obtain reliable data.
  • a sample having a thickness of 0.2 mm is mechanically and chemically thinned to a thickness of 35 ⁇ m, and the copper alloy material is measured with one surface or both surfaces removed.
  • the precipitation state cannot always be made uniform over the entire plate thickness, which is important for press workability.
  • the cooling rate in the solution heat treatment is 1 to 100 ° C./s, and precipitates are generated during cooling or in the subsequent aging heat treatment, so that the particle size of the precipitates can be made uniform.
  • Patent No. 6573503 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2016-211054 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2012-162782
  • An object of the present disclosure is to provide a copper alloy plate material having an excellent balance of strength and conductivity and having excellent press workability and a method for producing the same.
  • the total content of Co and Ni is 0.10% by mass or more and 5.00% by mass or less, and Si is 0.05% by mass or more and 1.50% by mass or less, and the content ratio of Co and Ni to Si (Co + Ni). ) / Si is 2.50 or more and 6.00 or less, the balance has an alloy composition of Cu and unavoidable impurities, and contains at least one element of Co and Ni obtained by small-angle neutron scattering measurement.
  • a copper alloy plate material characterized in that the half-value width of the peak in the particle size distribution curve of Si-based compound particles is 5 nm or less.
  • the alloy composition further contains 0.10% by mass or more and 1.00% by mass or less in total of one or more elements selected from the group consisting of Mg, Sn, Zn, P, Cr and Zr. , The copper alloy plate material according to the above [1] or [2].
  • the hot rolling step [step 3], face milling step [step 4], cold rolling step [step 5], solution heat treatment step [step 6] and aging heat treatment step [step 7] are performed in this order, and the hot rolling step [step 3], face milling step [step 4], cold rolling step [step 5], solution heat treatment step [step 6] and aging heat treatment step [step 7] are performed in this order.
  • the rolling step [step 3] the rolled material is reverse-rolled in a temperature range where the hot rolling start temperature is 900 ° C. or higher and 1000 ° C. or lower and the hot rolling end temperature is 500 ° C. or higher and 900 ° C.
  • the cold rolling step [step 3] In the step 5], the standard deviation of the thickness of the rolled material in the longitudinal direction is within 10 ⁇ m, and in the solution heat treatment step [step 6], the first temperature rising rate from 25 ° C. to 600 ° C. is 80 ° C./s. As described above, the rolled material is heat-treated at a second temperature rising rate of 20 ° C./s or less from 600 ° C.
  • Step 7] is a method for producing a copper alloy plate material, which comprises holding the rolled material within 1 hour or more and 10 hours or less in a temperature range of 300 ° C. or higher and 550 ° C. or lower.
  • FIG. 1 is a perspective view for explaining a method for evaluating press workability.
  • FIG. 2 is a diagram for explaining the ratio of sheared surfaces in the method for evaluating press workability.
  • FIG. 3 is a cross-sectional view for explaining sagging in the method for evaluating press workability.
  • the present inventors have made small-angle neutron scattering measurement capable of measuring the state of precipitates over the entire thickness of a copper alloy plate in view of the demand for higher dimensional accuracy of pressed materials than before.
  • the balance between strength and conductivity is excellent.
  • the copper alloy plate material of the embodiment contains Co and Ni in a total amount of 0.10% by mass or more and 5.00% by mass or less, and Si in an amount of 0.05% by mass or more and 1.50% by mass or less, and Co and Ni with respect to Si.
  • Content ratio (Co + Ni) / Si is 2.50 or more and 6.00 or less, the balance has an alloy composition of Cu and unavoidable impurities, and at least one of Co and Ni obtained by neutron small angle scattering measurement.
  • the half-value width of the peak in the particle size distribution curve of the Si-based compound particles containing the element is 5 nm or less.
  • the copper alloy plate material of the above embodiment contains Co and Ni in a total amount of 0.10% by mass or more and 5.00% by mass or less, and Si in an amount of 0.05% by mass or more and 1.50% by mass or less. It has an alloy composition in which the Ni content ratio (Co + Ni) / Si is 2.50 or more and 6.00 or less, and the balance is Cu and unavoidable impurities.
  • Co (cobalt) and Ni (nickel) are elements that increase the strength of copper alloy plates.
  • the strength of the copper alloy plate material can be increased.
  • the total of Co and Ni is 5.00% by mass or less, it is possible to suppress a decrease in the conductivity of the copper alloy plate material and also suppress the generation of coarse crystallization in the ingot, which will be described later.
  • the solution heat treatment step [Step 6] the phenomenon that the coarse crystallized material remains unsolidified and the coarse crystal product induces cracks during press working is suppressed, and the copper alloy is suppressed.
  • the press workability of the plate material can be improved.
  • Co and Ni are contained in a total amount of 0.10% by mass or more and 5.00% by mass or less.
  • the total of Co and Ni is preferably 0.80% by mass or more, more preferably 1.40% by mass or more.
  • the total of Co and Ni is preferably 4.00% by mass or less, more preferably 3.50% by mass or less. ..
  • the alloy composition contains Co in an amount of preferably 0.50% by mass or more, more preferably 0.80% by mass or more, preferably 2.50% by mass or less, and more preferably 2.00% by mass or less. ..
  • the alloy composition contains Ni in an amount of preferably 2.00% by mass or more, more preferably 3.60% by mass or more, further preferably 3.70% by mass or more, and preferably 5.00% by mass or less. It is preferably contained in an amount of 4.80% by mass or less.
  • the higher the content of both Co and Ni the more effective the strength of the copper alloy plate material is. From the viewpoint of increasing the strength of the copper alloy plate material, it is preferable to increase the concentration of Ni alone as compared with increasing the concentration of Co alone. The reason is that, compared with Co, Ni can lower the heat treatment temperature in the solution heat treatment step [Step 6], which is important for increasing the amount of precipitation strengthening of Si-based compound particles.
  • Si is an element that forms Si-based compound particles with Ni and Co and enhances the strength of the copper alloy plate material.
  • Si is 0.05% by mass or more, the strength of the copper alloy plate material can be increased.
  • Si is 1.50% by mass or less, the decrease in the conductivity of the copper alloy plate material can be suppressed, and the generation of coarse crystallization in the ingot is suppressed. Therefore, the solution heat treatment step [ Step 6] After that, the phenomenon that the coarse crystallized material remains unsolidified and the coarse crystallized material induces cracks during press working is suppressed, and the press workability of the copper alloy plate material is improved. Can be improved.
  • Si is contained in an amount of 0.05% by mass or more and 1.50% by mass or less. From the viewpoint of increasing the strength of the copper alloy plate material, Si is preferably 0.07% by mass or more, more preferably 0.10% by mass or more. Further, Si is preferably 1.25% by mass or less, more preferably 1.00% by mass or less, from the viewpoint of suppressing a decrease in conductivity of the copper alloy plate material and improving press workability.
  • (Co + Ni) / Si 2.50 or more and 6.00 or less> The content ratio of Co and Ni to Si (Co + Ni) / Si is 2.50 or more and 6.00 or less.
  • (Co + Ni) / Si is 2.50 or more, the Si content is not excessive with respect to the total amount of Co and Ni, so that the residual amount of Si in the matrix increases during the aging heat treatment step [Step 7].
  • the decrease in conductivity of the copper alloy plate material caused by the heat treatment is suppressed.
  • (Co + Ni) / Si is 6.00 or less, the total amount of Co and Ni is not excessive with respect to the content of Si, so that the decrease in the conductivity of the copper alloy plate material is suppressed.
  • (Co + Ni) / Si is preferably 3.00 or more, more preferably 3.30 or more, preferably 5.00 or less, more preferably 4.70. It is as follows.
  • the alloy composition of the copper alloy plate further contains 0.10% by mass or more and 1.00% by mass or less in total of one or more elements selected from the group consisting of Mg, Sn, Zn, P, Cr and Zr. be able to. That is, in the copper alloy plate material, in addition to the above-mentioned basic components, as an optional component, one or more components selected from the group consisting of Mg, Sn, Zn, P, Cr and Zr are summed up. It can be contained in an amount of 0.10% by mass or more and 1.00% by mass or less.
  • the content of the auxiliary component is 0.10% by mass or more, the strength of the copper alloy plate material can be improved. Further, when the content of the sub-component is 1.00% by mass or less, the decrease in the conductivity of the copper alloy plate material can be suppressed and the press workability can be improved.
  • Mg 0.10% by mass or more and 0.30% by mass or less>
  • the content of Mg magnesium
  • the stress relaxation resistance of the copper alloy plate material can be improved.
  • the Mg content is 0.30% by mass or less, a decrease in the conductivity of the copper alloy plate material can be suppressed. Therefore, the Mg content is preferably in the range of 0.10% by mass or more and 0.30% by mass or less.
  • the Sn (tin) content is 0.10% by mass or more, the stress relaxation resistance of the copper alloy plate material can be improved.
  • the Sn content is 0.30% by mass or less, a decrease in the conductivity of the copper alloy plate material can be suppressed. Therefore, the Sn content is preferably in the range of 0.10% by mass or more and 0.30% by mass or less.
  • ⁇ Zn 0.10% by mass or more and 0.50% by mass or less>
  • the Zn (zinc) content is 0.10% by mass or more, the adhesion and migration characteristics of Sn plating and solder plating can be improved.
  • the Zn content is 0.50% by mass or less, it is possible to suppress a decrease in the conductivity of the copper alloy plate material. Therefore, the Zn content is preferably in the range of 0.10% by mass or more and 0.50% by mass or less.
  • ⁇ P 0.10% by mass or more and 0.30% by mass or less>
  • the P (phosphorus) content is 0.10% by mass or more, the precipitation of Si-based compound particles on the grain boundaries can be suppressed and the strength of the copper alloy plate material can be increased.
  • the P content is 0.30% by mass or less, a decrease in the conductivity of the copper alloy plate material can be suppressed. Therefore, the content of P is preferably in the range of 0.10% by mass or more and 0.30% by mass or less.
  • ⁇ Cr 0.10% by mass or more and 0.30% by mass or less>
  • the Cr (chromium) content is 0.10% by mass or more, coarsening of crystal grains in the solution heat treatment step [step 6] can be suppressed.
  • the Cr content is 0.30% by mass or less, the formation of coarse Cr-containing crystallization during the casting step [Step 1] is suppressed, so that the coarse Cr-containing crystallization is produced during press working. It can be suppressed from becoming the starting point of cracks. Therefore, the Cr content is preferably in the range of 0.10% by mass or more and 0.30% by mass or less.
  • ⁇ Zr 0.10% by mass or more and 0.20% by mass or less>
  • the content of Zr (zirconium) is 0.10% by mass or more, coarsening of crystal grains in the solution heat treatment step [step 6] can be suppressed.
  • the Zr content is 0.20% by mass or less, the formation of coarse Zr-containing crystallization during the casting step [Step 1] is suppressed, so that the coarse Zr-containing crystallization is pressed. It can be suppressed from becoming the starting point of cracks. Therefore, the Zr content is preferably in the range of 0.10% by mass or more and 0.20% by mass or less.
  • Cu and unavoidable impurities The rest other than the components mentioned above are Cu (copper) and unavoidable impurities.
  • the unavoidable impurities are unavoidably mixed in the manufacturing process, are impurities at a content level that can be unavoidably contained, and are permissible impurity components because they do not affect the characteristics of the copper alloy plate material. The smaller the content of unavoidable impurities, the more preferable.
  • unavoidable impurities include elements such as Bi (bismuth), Se (selenium), As (arsenic), and Ag (silver).
  • the upper limit of the content of unavoidable impurities is preferably 0.03% by mass for each of the above elements, and preferably 0.10% by mass for the total amount of the above elements.
  • the plate thickness of the copper alloy plate material is preferably 500 ⁇ m or less, more preferably 400 ⁇ m or less, still more preferably 300 ⁇ m or less. Further, in order to satisfy strength such as rigidity, the plate thickness of the copper alloy plate material is preferably 50 ⁇ m or more.
  • a copper alloy plate having a plate thickness within the above numerical range is suitably used as an electronic contact component such as a connector or a lead frame, which tends to be thinner due to an increase in the mounting density of electronic components.
  • the small-angle scattering method irradiates a sample to be measured with neutrons and X-rays, and analyzes the neutrons and X-rays scattered at a small angle of 10 degrees or less to obtain average information on the microstructure in the sample. It is a method to acquire. In the small-angle scattering method, information on the average size and orientation of the second phase contained in the sample can be obtained.
  • the state of the precipitate is evaluated over the entire plate thickness of the copper alloy plate material in view of the demand for higher dimensional accuracy of the pressed material than before. From this point of view, if the radiation source is capable of transmitting a copper alloy plate material having a thickness of, for example, 50 ⁇ m or more, highly accurate measurement can be performed over the entire plate thickness of the copper alloy plate material. Therefore, in the embodiment, the small-angle neutron scattering method is used.
  • the neutron small-angle scattering method can obtain average information of thick samples compared to the X-ray small-angle scattering method.
  • the incident energy of the X-rays is 8.04 keV.
  • small-angle scattering measurement of a copper alloy plate material is carried out using this X-ray, it is necessary to process the copper alloy plate material to a thickness of 20 ⁇ m or less in order to secure sufficient X-ray transmittance.
  • the information of the sample obtained by thinly processing the copper alloy plate material is only a part (20 ⁇ m or less) of the copper alloy plate material and does not reflect the entire copper alloy plate material.
  • the small-angle neutron scattering measurement is insufficient for the analysis of the above-mentioned copper alloy plate material. Therefore, in the embodiment, the small-angle neutron scattering measurement is performed using neutrons capable of sufficiently transmitting a plate thickness of 1000 ⁇ m or more.
  • the Ibaraki Prefectural Material Structure Analyzer installed in BL20 in the high-intensity proton accelerator facility J-PARC (Japan Protocol Accelerator Research Complex) is used.
  • a plurality of copper alloy plate materials having a plate thickness of 40 ⁇ m or more and 120 ⁇ m or less are stacked, and a copper alloy plate material having a total thickness of about 2 mm is measured.
  • the beam diameter of neutrons is 10 mm.
  • the measurement time is 20 minutes.
  • the analysis of converting the small-angle scattering profile obtained by small-angle neutron scattering measurement into a particle size distribution is performed by Ilena, a software developed by Jan Ilavsky of Argonne National Laboratory. In the analysis, fitting is performed using a spherical model, and the particle size distribution of the second phase is obtained.
  • the half-value width of the peak in the particle size distribution curve of Si-based compound particles containing at least one of Co and Ni elements obtained by small-angle neutron scattering measurement of a copper alloy plate is 5 nm or less.
  • the Si-based compound particles, which are the second-phase compounds measured by the small-angle neutron scattering method are 5 nm or less, the uniformity of the particle size distribution of the Si-based compounds is improved, so that the cracks in the press punching material are generated and propagated. Is homogenized.
  • the behavior of the cracks becomes uniform, the shape of the stamped fracture surface itself becomes uniform, and the internal strain of the press punched material is uniformly released, so that the dimensional accuracy of the stamped material is improved.
  • the half width of the peak in the particle size distribution curve of Si-based compound particles obtained by small-angle neutron scattering measurement is 5 nm or less, the dimensional accuracy of the pressed material required for electronic contact parts such as connectors and lead frames can be obtained.
  • the peak particle size in the particle size distribution curve of Si-based compound particles obtained by small-angle neutron scattering measurement of a copper alloy plate is preferably 1 nm or more and 10 nm or less.
  • the particle size of the peak is 1 nm or more, the Si-based compound particles grow into a matched precipitate that causes precipitation strengthening, so that the strength of the copper alloy plate can be further increased.
  • the particle size of the peak is 10 nm or less, the decrease in strength of the copper alloy plate material can be further suppressed.
  • the particle size of the peak is 3 nm or more, the strength of the copper alloy plate material is further improved.
  • the particle size of the peak is 8 nm or less, the decrease in the strength of the copper alloy plate material is further suppressed.
  • Copper alloy plate material has high tensile strength.
  • the tensile strength of the copper alloy plate material can be measured by performing a tensile test based on JIS Z 2241: 2011 using a JIS 13B test piece.
  • the tensile strength of the copper alloy plate material shall be the tensile strength in the direction parallel to rolling.
  • the tensile strength of the copper alloy plate material is 500 MPa or more, preferably 600 MPa or more, more preferably 700 MPa or more, still more preferably 800 MPa or more.
  • Copper alloy plate material has high conductivity.
  • the conductivity of the copper alloy plate material can be calculated by measuring the specific resistance by the 4-terminal method in a constant temperature bath kept at 20 ° C. ( ⁇ 0.5 ° C.) with a distance between terminals of 100 mm.
  • the conductivity of the copper alloy plate is 30% IACS or higher, preferably 40% IACS or higher, more preferably 50% IACS or higher, and even more preferably 60% IACS or higher.
  • the difference in the ratio of the sheared surface to the fractured surface is small and the difference in the size of sagging is small in the pressed fracture surface of the copper alloy plate material after press punching.
  • Copper alloy plates with a small difference in the ratio of sheared surfaces and a small difference in the size of sagging have excellent dimensional accuracy after press working.
  • the above copper alloy plate material is suitable for electrical contact parts such as connectors and lead frames for electrical and electronic equipment, which require a balance between strength and conductivity and high dimensional accuracy after press working.
  • electrical contact parts and the like in which press punching at a fine pitch is incorporated during the manufacturing process.
  • the method for producing the copper alloy plate material of the embodiment is as follows: casting step [step 1], homogenizing treatment step [step 2], hot rolling step [step 3], face milling step [step 4], and cooling on the copper alloy material.
  • the inter-rolling step [step 5], the solution heat treatment step [step 6], and the aging heat treatment step [step 7] are performed in this order.
  • the hot rolling step [step 3] the hot rolling start temperature is 900 ° C. or higher and 1000 ° C.
  • the rolled material is reverse-rolled in a temperature range in which the hot rolling end temperature is 500 ° C. or higher and 900 ° C. or lower.
  • the solution heat treatment step [step 6] the first temperature rising rate from 25 ° C. to 600 ° C.
  • the rolled material is heat-treated at a cooling rate of 100 ° C./s or more from the maximum reached temperature to 300 ° C. Hold the rolled material with.
  • a copper alloy ingot having a predetermined shape is obtained by melting the alloy component and casting.
  • melting is performed in the atmosphere using a high-frequency melting furnace.
  • the type of alloy component, casting conditions, etc. are set as appropriate.
  • the copper alloy ingot obtained in the casting step [step 1] is homogenized under predetermined heating conditions (for example, 1000 ° C. or lower for 1 hour).
  • the homogenization treatment step [step 2] is performed, for example, in the atmosphere.
  • the rolled material is reverse-rolled in a temperature range in which the hot rolling start temperature is 900 ° C. or higher and 1000 ° C. or lower and the hot rolling end temperature is 500 ° C. or higher and 900 ° C. or lower.
  • the hot rolling start temperature is 900 ° C. or higher and 1000 ° C. or lower
  • the hot rolling end temperature is 500 ° C. or higher and 900 ° C. or lower.
  • the hot rolling start temperature is 900 ° C or higher and 1000 ° C or lower.
  • the hot rolling start temperature is less than 900 ° C., the solid solubility is low, the residual amount of the Si-based compound increases during the solution heat treatment step [step 6], the strength of the copper alloy plate material decreases, and press working is performed. The dimensional accuracy of the material is reduced.
  • the hot rolling start temperature is more than 1000 ° C., it is higher than the melting point of the copper alloy, and it becomes difficult to maintain the shape of the rolled material.
  • the hot rolling start temperature is preferably 950 ° C. or higher, more preferably 990 ° C. or higher.
  • the hot rolling end temperature is 500 ° C or higher and 900 ° C or lower.
  • the hot rolling end temperature is less than 500 ° C.
  • precipitation of the Si-based compound proceeds, the residual amount of the Si-based compound increases during the solution heat treatment step [step 6], and the strength of the copper alloy plate material decreases.
  • the dimensional accuracy of the pressed material is reduced.
  • the hot rolling start temperature is 900 ° C. or higher and 1000 ° C. or lower
  • the hot rolling end temperature is 900 ° C. or lower
  • workability such as temperature control in the hot rolling step [step 3] is easy. ..
  • the hot rolling end temperature is preferably 600 ° C. or higher, more preferably 700 ° C. or higher.
  • a face-cutting of a predetermined thickness (for example, 2.5 mm or more and 5.0 mm or less) is performed from the surface of the hot-rolled plate to remove the oxide film.
  • the standard deviation of the thickness of the rolled material obtained by cold rolling in the longitudinal direction is within 10 ⁇ m.
  • the plate thickness of the rolled material is made uniform in order to make the temperature change of the entire rolled material during temperature rise and cooling in the solution heat treatment step [step 6] uniform.
  • the accuracy of the plate thickness in the cold rolling performed in the relatively upper process such as this process is lower than that in the cold rolling of the finish which determines the plate thickness performed in the lower process, and the plate thickness There is a large variation in.
  • the plate thickness of the rolled material in the cold rolling process [step 5] varies widely as in the conventional cold rolling, the temperature change of the entire rolled material in the solution heat treatment process [process 6] varies. Increase. Therefore, the standard deviation of the thickness of the rolled material in the longitudinal direction in the cold rolling step [step 5] is set to 10 ⁇ m or less. If the standard deviation of the plate thickness of the rolled material is larger than 10 ⁇ m, the variation in the plate thickness increases, so that the press workability of the copper alloy plate material deteriorates.
  • the first temperature rise rate from 25 ° C. to 600 ° C. is 80 ° C./s or more, and the second temperature rise rate from 600 ° C. to the maximum reached temperature is 20 ° C./s or less, which is the maximum.
  • the rolled material is heat-treated at a cooling rate of 100 ° C./s or higher from the ultimate temperature to 300 ° C.
  • the rolled material in the solution heat treatment step [step 6] undergoes a two-step temperature rise in order to sufficiently solidify the crystallization and precipitates generated up to the previous step.
  • the first temperature rising rate from 25 ° C. (room temperature) to 600 ° C. is set to 80 ° C./s or more to suppress precipitation during temperature rise. If the first temperature rising rate is less than 80 ° C./s, precipitation proceeds and press workability deteriorates.
  • the second temperature rising rate from 600 ° C. to the maximum temperature reached is set to 20 ° C./s or less to promote solid solution. If the second temperature rising rate is more than 20 ° C./s, the solid solution is insufficient and the press workability is lowered. In order to promote solid solution, it is preferable to hold the product in a temperature range of 750 ° C. or higher and 1000 ° C. or lower for 10 seconds or more and 180 seconds or less.
  • cooling is performed at a cooling rate of 100 ° C./s or higher from the maximum temperature reached to 300 ° C. If the cooling rate is less than 100 ° C./s, the amount of precipitates increases during cooling, and a particle size difference from the precipitates precipitated in the aging heat treatment step [step 7] is generated, so that the dimensional accuracy of the pressed material is improved. descend.
  • the upper limit of the cooling rate is preferably 150 ° C./s.
  • the rolled material is held within 1 hour or more and 10 hours or less in a temperature range of 300 ° C. or higher and 550 ° C. or lower.
  • the holding temperature of the rolled material is less than 300 ° C. and more than 550 ° C., the strength of the copper alloy plate material decreases. Therefore, the holding temperature of the rolled material is preferably 450 ° C. or higher, and preferably 520 ° C. or lower.
  • the copper alloy is formed.
  • the half-value width of the peak in the particle size distribution curve of the Si-based compound particles obtained by the neutron small-angle scattering measurement of the plate material is 5 nm or less.
  • the method for producing a copper alloy plate material of the above embodiment may further include an intermediate cold rolling step [step A] between the solution heat treatment step [step 6] and the aging heat treatment step [step 7]. preferable.
  • the intermediate cold rolling step [step A] performed before the aging heat treatment step [step 7] further increases the strength of the copper alloy plate material.
  • the method for producing a copper alloy plate material of the above embodiment may further include a finish cold rolling step [step B1] and a temper annealing step [step B2] in this order after the aging heat treatment step [step 7]. preferable.
  • the finish cold rolling step [step B1] performed after the aging heat treatment step [step 7] further increases the strength of the copper alloy plate material.
  • the temper annealing step [process B2] is performed after the finish cold rolling step [process B1] in order to reduce the residual stress.
  • the processing rate can be appropriately selected according to the desired strength.
  • the processing rate of the finish cold rolling step [step B1] is preferably 5% or more and 60% or less.
  • the processing rate is 5% or more, the effect of improving the strength of the copper alloy plate material is great.
  • the processing rate is 60% or less, the residual stress decreases and the stress relaxation resistance of the copper alloy plate material increases.
  • the heating temperature and heating time can be appropriately selected according to the desired strength and stress relaxation resistance.
  • the heating temperature is preferably 300 ° C. or higher and 600 ° C. or lower, and the heating time is preferably 10 seconds or longer and 1 hour or shorter.
  • hot rolling is performed based on the measured value of the neutron small angle scattering measurement by using the neutron small angle scattering measurement capable of measuring the state of the precipitate over the entire plate thickness of the copper alloy plate with high accuracy.
  • the entire thickness of the copper alloy plate is applied.
  • Examples 1 to 22 and Comparative Examples 1 to 11 Each alloy component was melted in an air by a high-frequency melting furnace, and this was cast with a mold to obtain a copper alloy ingot having an alloy composition shown in Table 1. Next, a homogenization heat treatment step was performed at 1000 ° C. for 1 hour in the air. Next, in the hot rolling step [step 3], reverse rolling is performed under the conditions of the hot rolling start temperature and the hot rolling end temperature shown in Table 2, and then in the face cutting step, the surface of the hot rolled material is used. Was surface-cut to remove the oxide film. Next, in the cold rolling step [step 5], cold rolling was performed, and the standard deviation of the thickness of the rolled material in the longitudinal direction was set to the value shown in Table 2.
  • the solution heat treatment step [step 6] as shown in Table 2, the first temperature rising rate from 25 ° C. to 600 ° C., the second temperature rising rate from 600 ° C. to the maximum temperature reached, and the maximum temperature reached.
  • the rolled material was heat treated at a cooling rate from the highest temperature reached to 300 ° C.
  • the aging heat treatment step [step 7] the rolled material was held at the heating temperature and heating time shown in Table 2. In this way, a copper alloy plate material was manufactured.
  • the transmittance of X-rays was very small in the copper alloy plate material having a plate thickness of 50 ⁇ m or more. Therefore, it was suggested that the X-ray small-angle scattering method can be used for copper alloy plates having a plate thickness of 30 ⁇ m or less, but has low reliability for thicker copper alloy plates. Furthermore, it was suggested that it is difficult to use the small-angle X-ray scattering method for copper alloy plates having a plate thickness of 100 ⁇ m or more because they hardly transmit X-rays. The reliability of each small-angle scattering method was ranked as follows.
  • Transmittance is 25% or more
  • Transmittance is 5% or more and less than 25%
  • Transmittance is less than 5%
  • the analysis to convert the small-angle scattering profile obtained by the small-angle neutron scattering measurement to the particle size distribution was performed by Ilena, a software developed by Jan Ilavsky of Argonne National Laboratory. In the analysis, fitting was performed using a spherical model to determine the particle size distribution of the second phase. Then, the half width and the particle diameter of the peak in the particle size distribution curve of the Si-based compound particles were obtained.
  • the ratio ( ⁇ ) of the sheared surface 3 to the pressed fracture surface 2 was calculated from the following equation (1).
  • a 1 and a 2 are the length of the sheared surface 3 in the plate thickness direction and the plate thickness direction of the fracture surface 4 at a certain position in the vertical direction of rolling, respectively, as shown in FIG. Represents the length.
  • ⁇ max which has the longest length a 1 in the plate thickness direction of the sheared surface 3
  • ⁇ min which has the shortest length a 1 in the plate thickness direction of the sheared surface 3
  • max ⁇ min was calculated. This measurement was performed on three copper alloy plates. Then, the average value ( ⁇ av ) of the three ⁇ was taken as the ratio of the shear planes.
  • the size of the sagging b was measured from the cross section of the press fracture surface 2 in the rolling parallel direction. Specifically, the sagging b was measured at each of the four cross sections at 4 mm intervals along the vertical direction of rolling, and the difference ( ⁇ b) between the maximum and the minimum of the four sagging b was calculated. This measurement was performed on three copper alloy plates. The average of three [Delta] b the ([Delta] b av) was the size of the sag.
  • the press workability was ranked as follows. In the ⁇ rank, the press workability is poor.
  • ⁇ av is 10% or less and ⁇ b av is 5 ⁇ m or less ⁇ : ⁇ av is 10% or less or ⁇ b av is 5 ⁇ m or less ⁇ : ⁇ av is more than 10% and ⁇ b av is more than 5 ⁇ m
  • Example 23 A copper alloy plate material was produced in the same manner as in Example 2 except that the plate thickness was changed, and the copper alloy plate material was measured and evaluated. The results are shown in Tables 6-9.
  • Example 4 Co, Co + Ni and Co + Ni / Si were preferable, and the balance between strength and conductivity was particularly good.
  • the aging temperature in the aging heat treatment step [7] was slightly higher than the preferable range, the particle size of the peak was large, and the strength was slightly low.
  • the strength was improved as compared with Example 8.
  • the aging temperature was more preferable than that in Example 9, and the strength was improved.
  • the Ni concentration was more preferable and the strength was higher than in Examples 20 and 21.
  • the half width and the particle size of the peak of the particle size distribution curve were the same.
  • the half-value width and the particle diameter of the peak are the X-ray small-angle scattering measurement of Example 23 and the small-angle neutrons of Examples 2 and 23 to 25. It was very different from the scattering measurement. Further, in the small-angle X-ray scattering measurement of Examples 24 to 25, the measurement was impossible because the X-ray was hardly transmitted. Therefore, in the measurement of the particle size distribution of the Si-based compound in the copper alloy plate material produced in the example, it was found that the small-angle neutron scattering method is good and the small-angle X-ray scattering method cannot be adopted.
  • Comparative Examples 1 to 11 at least one of tensile strength, conductivity, and press workability was poor.
  • Comparative Example 1 the contents of Co and Ni were high, a large amount of coarse crystallization was generated, and the press workability was poor.
  • Comparative Example 2 the contents of Co and Ni were low, the content of Si was low, and the strength was poor.
  • Comparative Example 3 (Co + Ni) / Si was high and the strength was poor.
  • (Co + Ni) / Si was low and the conductivity was poor.
  • the hot rolling start temperature in the hot rolling step [step 3] was low, and when the hot rolling was completed, many coarse Si-based compound particles were present, and Si was present in the solution heat treatment step [step 6].
  • Comparative Example 8 the solution heat treatment temperature was relatively low, the Si-based compound particles could not be sufficiently solidified, the amount of remaining Si-based compound particles increased, the half-value width of the peak of the particle size distribution curve became large, and the press was performed. The workability was poor.
  • the second heating rate in the solution heat treatment step [Step 6] was high, solid dissolution was inhibited, the half width of the peak of the particle size distribution curve was large, and the press workability was poor.
  • Comparative Example 10 the standard deviation of the plate thickness of the rolled material in the cold rolling step [step 5] was large, the half width of the peak of the particle size distribution curve was large, and the press workability was poor.
  • Comparative Example 11 the first heating rate and cooling rate in the solution heat treatment step [Step 6] were slow, the half width of the peak of the particle size distribution curve was large, and the press workability was poor.

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Abstract

強度および導電性のバランスに優れると共に、プレス加工性に優れた銅合金板材およびその製造方法を提供すること。　銅合金板材は、ＣｏおよびＮｉを合計で０．１０質量％以上５．００質量％以下、ならびにＳｉを０．０５質量％以上１．５０質量％以下含有し、Ｓｉに対するＣｏおよびＮｉの含有割合（Ｃｏ＋Ｎｉ）／Ｓｉが２．５０以上６．００以下であり、残部がＣｕおよび不可避不純物である合金組成を有し、中性子小角散乱測定で得られる、ＣｏおよびＮｉの少なくともいずれか一方の元素を含有するＳｉ系化合物粒子の粒度分布曲線におけるピークの半値幅が５ｎｍ以下である。

Description

銅合金板材およびその製造方法
　本開示は、銅合金板材およびその製造方法に関する。
　電子機器用のコネクタなどに使用される銅合金板材は、一般に減肉や打ち抜きなどのプレス加工が施される。近年の電子機器の小型化に伴い、プレス加工品の形状均一性がより求められるようになっている。
　プレス加工品の形状均一性は、銅合金板材の結晶粒径や析出状態に影響されることが知られている。銅合金板材の組織制御によって、プレス加工品の形状均一性の向上が試みられている。
　例えば、特許文献１には、第２相粒子の個数密度、圧延直角方向の板幅、板厚、最大クロスボウ、圧延方向の耐力などが所定範囲内である銅合金薄板材が記載されている。
　また、特許文献２には、Ｃｒ：０．１５～０．４％、Ｓｉ：０．０１～０．１％、並びにＴｉおよびＺｒよりなる群から選択される少なくとも１種の元素：合計で０．００５～０．１５％を含み、残部が銅および不可避不純物からなり、且つ、Ｘ線小角散乱法で測定された析出物の粒度分布の平均粒子直径が２．０ｎｍ以上７．０ｎｍ以下であると共に、前記粒度分布の規格化分散が３０～４０％の範囲である銅合金が記載されている。
　また、特許文献３には、質量で、Ｎｉ２.０～３.５％及びＳｉ０.５～１.０％を含み、前記Ｎｉ/Ｓｉ比が３.５～４.５であり、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなる銅合金材であって、小角散乱法を用いて評価した析出物は、その平均直径が２.０～３.５ｎｍ及び直径の個数分布における規格化分散が４０％以下であり、Ｗ曲げ試験で割れが発生しない曲げ最小半径Ｒを板厚ｔで除した値(Ｒ/t)が１.０以下である高強度銅合金材が記載されている。
　特許文献１の銅合金薄板材では、Ｃｕ－Ｎｉ－Ｃｏ－Ｓｉ系合金の第２相粒子の個数密度や板材の平坦度を制御することで、小型の機械部品に組み込まれている導電ばね部材の高強度化と加工する際の寸法精度を向上している。特許文献１では、プレス加工材の寸法精度、すなわちプレス加工性の向上のために様々な材料特性の制御が試みられている。しかしながら、近年のコネクタやリードフレームの端子の狭ピッチ化が進む中で、特許文献１の銅合金薄板材は要求されている高い寸法精度を満足していない。
　特許文献２の銅合金では、Ｃｕ－Ｃｒ－Ｓｉ系合金におけるナノメートルオーダーの析出物の粒度分布をＸ線小角散乱法で測定した粒度分布に基づいて制御することで、強度、導電性、曲げ加工性、耐応力緩和特性を向上している。しかしながら、特許文献２では、銅合金に対するプレス加工後の寸法精度には着目しておらず、特許文献２の銅合金はプレス加工時の高い寸法精度を満たすことはできないと考えられる。
　特許文献３の銅合金材では、Ｃｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系合金の析出物の粒度分布を制御することで、強度、導電率、曲げ加工性を向上している。Ｃｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系合金の析出物の粒度分布は、Ｘ線小角散乱法で測定している。ここで、Ｘ線小角散乱法では、サンプルである銅合金材が厚くなるほど、Ｘ線の透過量が減り、信頼性のあるデータが得られにくいという特徴がある。特許文献３では、厚さ０．２ｍｍのサンプルを機械的・化学的に厚さ３５μｍまで薄くし、片表面あるいは両表面を除去した状態で銅合金材の測定を行っている。そのため、特許文献３の銅合金材では、プレス加工性に重要な板厚全体に亘って析出状態が均一化できているとは限らない。また、特許文献３の製造方法から、溶体化熱処理での冷却速度が１～１００℃／ｓであり、冷却中や、その後の時効熱処理で析出物が生じるため、析出物の粒度を均一化できていない。
特許第６５７３５０３号 特開２０１６－２１１０５４号公報 特開２０１２－１６２７８２号公報
　本開示の目的は、強度および導電性のバランスに優れると共に、プレス加工性に優れた銅合金板材およびその製造方法を提供することである。
［１］　ＣｏおよびＮｉを合計で０．１０質量％以上５．００質量％以下、ならびにＳｉを０．０５質量％以上１．５０質量％以下含有し、Ｓｉに対するＣｏおよびＮｉの含有割合（Ｃｏ＋Ｎｉ）／Ｓｉが２．５０以上６．００以下であり、残部がＣｕおよび不可避不純物である合金組成を有し、中性子小角散乱測定で得られる、ＣｏおよびＮｉの少なくともいずれか一方の元素を含有するＳｉ系化合物粒子の粒度分布曲線におけるピークの半値幅が５ｎｍ以下であることを特徴とする銅合金板材。
［２］　前記中性子小角散乱測定で得られる前記Ｓｉ系化合物粒子の粒度分布曲線における前記ピークの粒子径が１ｎｍ以上１０ｎｍ以下である、上記［１］に記載の銅合金板材。
［３］　前記合金組成は、さらに、Ｍｇ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｐ、ＣｒおよびＺｒからなる群より選択される１種以上の元素を合計で０．１０質量％以上１．００質量％以下含有する、上記［１］または［２］に記載の銅合金板材。
［４］　前記合金組成は、Ｃｏを０．５０質量％以上２．５０質量％以下含有する、上記［１］～［３］のいずれか１つに記載の銅合金板材。
［５］　前記合金組成は、Ｎｉを２．００質量％以上５．００質量％以下含有する、上記［１］～［４］のいずれか１つに記載の銅合金板材。
［６］　前記銅合金板材の板厚が５０μｍ以上５００μｍ以下である、上記［１］～［５］のいずれか１つに記載の銅合金板材。
［７］　上記［１］～［６］のいずれか１つに記載の銅合金板材の製造方法であって、銅合金素材に、鋳造工程［工程１］、均質化処理工程［工程２］、熱間圧延工程［工程３］、面削工程［工程４］、冷間圧延工程［工程５］、溶体化熱処理工程［工程６］および時効熱処理工程［工程７］をこの順に施し、前記熱間圧延工程［工程３］では、熱間圧延開始温度が９００℃以上１０００℃以下、熱間圧延終了温度が５００℃以上９００℃以下の温度範囲で圧延材をリバース圧延し、前記冷間圧延工程［工程５］では、圧延材の板厚の長手方向における標準偏差が１０μｍ以内であり、前記溶体化熱処理工程［工程６］では、２５℃から６００℃までの第１昇温速度が８０℃／ｓ以上、６００℃から最高到達温度までの第２昇温速度が２０℃／ｓ以下、最高到達温度から３００℃までの冷却速度が１００℃／ｓ以上で圧延材を熱処理し、前記時効熱処理工程［工程７］では、３００℃以上５５０℃以下の温度範囲で、１時間以上１０時間以内で圧延材を保持することを特徴とする銅合金板材の製造方法。
［８］　前記溶体化熱処理工程［工程６］と前記時効熱処理工程［工程７］との間に、中間冷間圧延工程［工程Ａ］をさらに有する、上記［７］に記載の銅合金板材の製造方法。
［９］　前記時効熱処理工程［工程７］の後に、仕上げ冷間圧延工程［工程Ｂ１］および調質焼鈍工程［工程Ｂ２］をこの順でさらに有する、上記［７］または［８］に記載の銅合金板材の製造方法。
　本開示によれば、強度および導電性のバランスに優れると共に、プレス加工性に優れた銅合金板材およびその製造方法を提供することができる。
図１は、プレス加工性の評価方法を説明するための斜視図である。 図２は、プレス加工性の評価方法におけるせん断面の比率を説明するための図である。 図３は、プレス加工性の評価方法におけるダレを説明するための断面図である。
　以下、実施形態に基づき詳細に説明する。
　本発明者らは、鋭意研究を重ねた結果、従来よりも高いプレス加工材の寸法精度の要求に鑑みて、銅合金板材の板厚全体に亘って析出物の状態を測定できる中性子小角散乱測定を用い、中性子小角散乱測定の測定値に基づいて、銅合金板材の板厚全体に亘ってＳｉ系化合物粒子の粒度分布を制御して均一化することによって、強度および導電性のバランスに優れると共に、プレス加工性に優れた銅合金板材が得られることを見出し、かかる知見に基づき本開示を完成させるに至った。
　実施形態の銅合金板材は、ＣｏおよびＮｉを合計で０．１０質量％以上５．００質量％以下、ならびにＳｉを０．０５質量％以上１．５０質量％以下含有し、Ｓｉに対するＣｏおよびＮｉの含有割合（Ｃｏ＋Ｎｉ）／Ｓｉが２．５０以上６．００以下であり、残部がＣｕおよび不可避不純物である合金組成を有し、中性子小角散乱測定で得られる、ＣｏおよびＮｉの少なくともいずれか一方の元素を含有するＳｉ系化合物粒子の粒度分布曲線におけるピークの半値幅が５ｎｍ以下である。
　まず、銅合金板材の合金組成について説明する。
　上記実施形態の銅合金板材は、ＣｏおよびＮｉを合計で０．１０質量％以上５．００質量％以下、ならびにＳｉを０．０５質量％以上１．５０質量％以下含有し、Ｓｉに対するＣｏおよびＮｉの含有割合（Ｃｏ＋Ｎｉ）／Ｓｉが２．５０以上６．００以下であり、残部がＣｕおよび不可避不純物である合金組成を有する。
＜ＣｏおよびＮｉを合計で０．１０質量％以上５．００質量％以下＞
　Ｃｏ（コバルト）およびＮｉ（ニッケル）は、銅合金板材の強度を高める元素である。ＣｏおよびＮｉの合計が０．１０質量％以上であると、銅合金板材の強度を増加できる。また、ＣｏおよびＮｉの合計が５．００質量％以下であると、銅合金板材の導電率の低下を抑制できることに加えて、鋳塊における粗大な晶出物の発生が抑制されるため、後述の溶体化熱処理工程［工程６］後に粗大な晶出物が未固溶のまま残存することによって発生する、粗大な晶出物がプレス加工時のクラックを誘発する現象が抑制されて、銅合金板材のプレス加工性を向上できる。そのため、ＣｏおよびＮｉを合計で０．１０質量％以上５．００質量％以下含有する。銅合金板材の強度を増加する観点から、ＣｏおよびＮｉの合計は、好ましくは０．８０質量％以上、さらに好ましくは１．４０質量％以上である。また、銅合金板材の導電率の低下を抑制させると共にプレス加工性を向上する観点から、ＣｏおよびＮｉの合計は、好ましくは４．００質量％以下、さらに好ましくは３．５０質量％以下である。
　また、ＣｏおよびＮｉの上記効果に加えて、Ｃｏは、Ｎｉに比べて、時効熱処理工程［工程７］でのＳｉ系化合物粒子の析出を促進させて銅合金板材の導電率を高める効果がある。そのため、合金組成は、Ｃｏを、好ましくは０．５０質量％以上、より好ましくは０．８０質量％以上含有し、好ましくは２．５０質量％以下、より好ましくは２．００質量％以下含有する。
　また、ＣｏおよびＮｉの上記効果に加えて、Ｎｉは、溶体化熱処理工程［工程６］時に銅に対する固溶度をＣｏよりも高くできるため、時効析出により銅合金板材の強度を高めるのに効果的である。そのため、合金組成は、Ｎｉを、好ましくは２．００質量％以上、より好ましくは３．６０質量％以上、さらに好ましくは３．７０質量％以上含有し、好ましくは５．００質量％以下、より好ましくは４．８０質量％以下含有する。
　また、上記範囲において、ＣｏおよびＮｉはいずれも含有量が多いほど、銅合金板材の強度を高める効果がある。銅合金板材を高強度化する観点から、Ｃｏのみの高濃度化に比べて、Ｎｉのみを高濃度化することが好ましい。その理由として、Ｃｏに比べて、Ｎｉは、Ｓｉ系化合物粒子の析出強化量を高めるために重要な溶体化熱処理工程［工程６］の熱処理温度を低下できるからである。
＜Ｓｉ：０．０５質量％以上１．５０質量％以下＞
　Ｓｉ（ケイ素）は、ＮｉやＣｏとＳｉ系化合物粒子を形成し、銅合金板材の強度を高める元素である。Ｓｉが０．０５質量％以上であると、銅合金板材の強度を増加できる。また、Ｓｉが１．５０質量％以下であると、銅合金板材の導電率の低下を抑制できることに加えて、鋳塊における粗大な晶出物の発生が抑制されるため、溶体化熱処理工程［工程６］後に粗大な晶出物が未固溶のまま残存することによって発生する、粗大な晶出物がプレス加工時のクラックを誘発する現象が抑制されて、銅合金板材のプレス加工性を向上できる。そのため、Ｓｉを０．０５質量％以上１．５０質量％以下含有する。銅合金板材の強度を増加する観点から、Ｓｉは、好ましくは０．０７質量％以上、さらに好ましくは０．１０質量％以上である。また、銅合金板材の導電率の低下を抑制させると共にプレス加工性を向上する観点から、Ｓｉは、好ましくは１．２５質量％以下、さらに好ましくは１．００質量％以下である。
＜（Ｃｏ＋Ｎｉ）／Ｓｉ：２．５０以上６．００以下＞
　Ｓｉに対するＣｏおよびＮｉの含有割合（Ｃｏ＋Ｎｉ）／Ｓｉは、２．５０以上６．００以下である。（Ｃｏ＋Ｎｉ）／Ｓｉが２．５０以上であると、Ｓｉの含有量がＣｏおよびＮｉの合計量に対して過剰でないため、時効熱処理工程［工程７］時に母相中のＳｉの残存量が増加することによって発生する、銅合金板材の導電率の低下が抑制される。また、（Ｃｏ＋Ｎｉ）／Ｓｉが６．００以下であると、ＣｏおよびＮｉの合計量がＳｉの含有量に対して過剰でないため、銅合金板材の導電率の低下が抑制される。銅合金板材の導電率を良好にする観点から、（Ｃｏ＋Ｎｉ）／Ｓｉは、好ましくは３．００以上、より好ましくは３．３０以上であり、好ましくは５．００以下、より好ましくは４．７０以下である。
＜銅合金板材の副成分：０．１０質量％以上１．００質量％以下＞
　銅合金板材の合金組成は、さらに、Ｍｇ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｐ、ＣｒおよびＺｒからなる群より選択される１種以上の元素を合計で０．１０質量％以上１．００質量％以下含有することができる。すなわち、銅合金板材は、上記の基本成分に加えて、任意成分である副成分として、さらに、Ｍｇ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｐ、ＣｒおよびＺｒからなる群より選択される１種以上の成分を合計で０．１０質量％以上１．００質量％以下含有することができる。副成分の含有量が０．１０質量％以上であると、銅合金板材の強度を向上できる。また、副成分の含有量が１．００質量％以下であると、銅合金板材の導電率の低下を抑制できると共にプレス加工性を向上できる。
　以下に、各副成分についてそれぞれ説明する。
＜Ｍｇ：０．１０質量％以上０．３０質量％以下＞
　Ｍｇ（マグネシウム）の含有量が０．１０質量％以上であると、銅合金板材の耐応力緩和特性を向上できる。Ｍｇの含有量が０．３０質量％以下であると、銅合金板材の導電率の低下を抑制できる。このため、Ｍｇの含有量は、０．１０質量％以上０．３０質量％以下の範囲内であることが好ましい。
＜Ｓｎ：０．１０質量％以上０．３０質量％以下＞
　Ｓｎ（スズ）の含有量が０．１０質量％以上であると、銅合金板材の耐応力緩和特性を向上できる。Ｓｎの含有量が０．３０質量％以下であると、銅合金板材の導電率の低下を抑制できる。このため、Ｓｎの含有量は、０．１０質量％以上０．３０質量％以下の範囲内であることが好ましい。
＜Ｚｎ：０．１０質量％以上０．５０質量％以下＞
　Ｚｎ（亜鉛）の含有量が０．１０質量％以上であると、Ｓｎめっきやはんだめっきの密着性やマイグレーション特性を改善できる。Ｚｎの含有量が０．５０質量％以下であると、銅合金板材の導電率の低下を抑制できる。このため、Ｚｎの含有量は、０．１０質量％以上０．５０質量％以下の範囲内であることが好ましい。
＜Ｐ：０．１０質量％以上０．３０質量％以下＞
　Ｐ（リン）の含有量が０．１０質量％以上であると、粒界上のＳｉ系化合物粒子の析出を抑制し、銅合金板材の強度を増加できる。Ｐの含有量が０．３０質量％以下であると、銅合金板材の導電率の低下を抑制できる。このため、Ｐの含有量は、０．１０質量％以上０．３０質量％以下の範囲内であることが好ましい。
＜Ｃｒ：０．１０質量％以上０．３０質量％以下＞
　Ｃｒ（クロム）の含有量が０．１０質量％以上であると、溶体化熱処理工程［工程６］時の結晶粒の粗大化を抑制できる。Ｃｒの含有量が０．３０質量％以下であると、鋳造工程［工程１］時における粗大なＣｒ含有晶出物の生成が抑制されるため、粗大なＣｒ含有晶出物がプレス加工時のクラックの起点となることを抑制できる。このため、Ｃｒの含有量は、０．１０質量％以上０．３０質量％以下の範囲内であることが好ましい。
＜Ｚｒ：０．１０質量％以上０．２０質量％以下＞
　Ｚｒ（ジルコニウム）の含有量が０．１０質量％以上であると、溶体化熱処理工程［工程６］時の結晶粒の粗大化を抑制できる。Ｚｒの含有量が０．２０質量％以下であると、鋳造工程［工程１］時における粗大なＺｒ含有晶出物の生成が抑制されるため、粗大なＺｒ含有晶出物がプレス加工時のクラックの起点となることを抑制できる。このため、Ｚｒの含有量は、０．１０質量％以上０．２０質量％以下の範囲内であることが好ましい。
＜残部：Ｃｕおよび不可避不純物＞
　上述した成分以外の残部は、Ｃｕ（銅）および不可避不純物である。なお、不可避不純物は、製造工程において不可避的に混入するもので、不可避的に含まれうる含有レベルの不純物であり、銅合金板材の特性に影響を及ぼさないため許容されている不純物成分である。不可避不純物の含有量は少ないほど好ましい。不可避不純物としては、例えば、Ｂｉ（ビスマス）、Ｓｅ（セレン）、Ａｓ（ヒ素）、Ａｇ（銀）などの元素が挙げられる。不可避不純物の含有量の上限は、上記元素毎に０．０３質量％であることが好ましく、上記元素の総量で０．１０質量％であることが好ましい。
　次に、銅合金板材の板厚について説明する。
　後述する実施形態の銅合金板材の製造方法では、板厚が厚くなるほど、溶体化熱処理工程［工程６］での第１昇温速度および冷却速度が遅くなり、熱処理後に残存する第２相化合物であるＳｉ系化合物粒子が多くなるため、銅合金板材のプレス加工性が低下する傾向にある。プレス加工性の低下を抑制する観点から、銅合金板材の板厚は、好ましくは５００μｍ以下、より好ましくは４００μｍ以下、さらに好ましくは３００μｍ以下である。また、剛性などの強度を満足するためには、銅合金板材の板厚は、好ましくは５０μｍ以上である。板厚が上記数値範囲内である銅合金板材は、電子部品の実装密度の高密度化などにより、厚さの薄くなる傾向にあるコネクタやリードフレームなどの電子接点部品として好適に使用される。
　次に、銅合金板材に対する中性子小角散乱測定について説明する。
　銅合金板材に対して、中性子小角散乱法による測定を行う。まず、小角散乱法は、中性子やＸ線を測定物であるサンプルに照射し、１０度以下の小さな角度で散乱される中性子やＸ線を解析することにより、サンプル中の微細構造の平均情報を取得する手法である。小角散乱法では、サンプルに含まれる第２相の平均サイズや配向性の情報が得られる。
　実施形態では、従来よりも高いプレス加工材の寸法精度の要求に鑑みて、銅合金板材の板厚全体に亘って析出物の状態を評価する。この観点から、例えば５０μｍ以上の厚さの銅合金板材を透過することができる線源であると、銅合金板材の板厚全体に亘って精度の高い測定を行うことができる。そのため、実施形態では、中性子小角散乱法を用いる。
　中性子小角散乱法は、Ｘ線小角散乱法に比べて、厚いサンプルの平均情報が得られる。例えば、Ｃｕ線源のＸ線であると、Ｘ線の入射エネルギーは８．０４ｋｅＶである。このＸ線を用いて、銅合金板材の小角散乱測定を実施する場合、十分なＸ線の透過率を確保するために、銅合金板材を２０μｍ以下の厚さに加工する必要がある。銅合金板材を薄く加工して得られるサンプルの情報は、銅合金板材の一部（２０μｍ以下）のみであり、銅合金板材の全体を反映していない。すなわち、Ｘ線小角散乱測定は上記の銅合金板材の解析には不十分である。そのため、実施形態では、１０００μｍ以上の板厚を十分に透過することができる中性子を用いて、中性子小角散乱測定を行う。
　中性子小角散乱測定は、大強度陽子加速器施設Ｊ－ＰＡＲＣ（Ｊａｐａｎ  Ｐｒｏｔｏｎ  Ａｃｃｅｌｅｒａｔｏｒ  Ｒｅｓｅａｒｃｈ  Ｃｏｍｐｌｅｘ）内にあるＢＬ２０に設置された茨城県材料構造解析装置（ｉＭＡＴＥＲＩＡ）を用いる。板厚４０μｍ以上１２０μｍ以下の複数の銅合金板材を重ねて、合計厚みが約２ｍｍの銅合金板材を測定する。中性子のビーム径は１０ｍｍとする。測定時間は２０分である。中性子小角散乱測定で得られた小角散乱プロファイルから粒度分布に変換する解析は、アルゴンヌ国立研究所のＪａｎ　Ｉｌａｖｓｋｙ氏が開発したソフトウェアであるＩｒｅｎａで行う。解析は、球形モデルを用いてフィッティングを行い、第２相の粒度分布を求める。
　次に、銅合金板材の中性子小角散乱測定で得られるＳｉ系化合物粒子の粒度分布曲線におけるピークの半値幅について説明する。
　銅合金板材の中性子小角散乱測定で得られる、ＣｏおよびＮｉの少なくともいずれか一方の元素を含有するＳｉ系化合物粒子の粒度分布曲線におけるピークの半値幅は５ｎｍ以下である。中性子小角散乱法により測定される第２相化合物であるＳｉ系化合物粒子が５ｎｍ以下であると、Ｓｉ系化合物の粒度分布の均一性が向上するため、プレス打ち抜き材のクラックの発生と伝播の挙動が均一化する。クラックの挙動が均一化すると、プレス打ち抜き破面の形状自体が均一化することに加えて、プレス打ち抜き材の内部歪が均一的に開放されるため、プレス加工材の寸法精度が向上する。
　中性子小角散乱測定で得られるＳｉ系化合物粒子の粒度分布曲線におけるピークの半値幅が５ｎｍ以下であると、コネクタやリードフレームなどの電子接点部品に求められるプレス加工材の寸法精度が得られる。上記ピークの半値幅が小さいほど、プレス加工材の寸法精度は向上する。
　次に、銅合金板材の中性子小角散乱測定で得られるＳｉ系化合物粒子の粒度分布曲線におけるピークの粒子径について説明する。
　銅合金板材の中性子小角散乱測定で得られるＳｉ系化合物粒子の粒度分布曲線におけるピークの粒子径は、好ましくは１ｎｍ以上１０ｎｍ以下である。上記ピークの粒子径が１ｎｍ以上であると、Ｓｉ系化合物粒子が析出強化をもたらす整合析出物に成長するため、銅合金板材の強度をさらに増加できる。上記ピークの粒子径が１０ｎｍ以下であると、銅合金板材の強度の低下をさらに抑制できる。上記ピークの粒子径が３ｎｍ以上であると、銅合金板材の強度がさらに向上する。上記ピークの粒子径が８ｎｍ以下であると、銅合金板材の強度の低下がさらに抑制される。
　次に、銅合金板材の引張強さについて説明する。
　銅合金板材は、高い引張強さを有する。銅合金板材の引張強さは、ＪＩＳ　１３Ｂ号試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に基づき、引張試験を行うことによって測定することができる。銅合金板材の引張強さは、圧延平行方向の引張強さとする。銅合金板材の引張強さは、５００ＭＰａ以上、好ましくは６００ＭＰａ以上、より好ましくは７００ＭＰａ以上、さらに好ましくは８００ＭＰａ以上である。
　次に、銅合金板材の導電率について説明する。
　銅合金板材は、高い導電率を有する。銅合金板材の導電率は、端子間距離を１００ｍｍとし、２０℃（±０．５℃）に保たれた恒温槽中で、４端子法により比抵抗を計測して算出することができる。銅合金板材の導電率は、３０％ＩＡＣＳ以上、好ましくは４０％ＩＡＣＳ以上、より好ましくは５０％ＩＡＣＳ以上、さらに好ましくは６０％ＩＡＣＳ以上である。
　次に、銅合金板材のプレス加工性について説明する。
　プレス打ち抜き後の銅合金板材のプレス破面において、破断面に対するせん断面の比率の差が小さく、ダレの大きさの差が小さいことが好ましい。せん断面の比率の差が小さく、ダレの大きさの差が小さい銅合金板材は、プレス加工後の寸法精度が優れている。
　上記の銅合金板材は、強度と導電率のバランスおよびプレス加工後に高い寸法精度が求められている電気・電子機器用のコネクタやリードフレームなどの電気接点部品に好適である。特に、製造工程中に微細なピッチでのプレス打ち抜き加工が組み込まれる電気接点部品などに好適である。
　次に、実施形態の銅合金板材の製造方法について説明する。
　実施形態の銅合金板材の製造方法は、銅合金素材に、鋳造工程［工程１］、均質化処理工程［工程２］、熱間圧延工程［工程３］、面削工程［工程４］、冷間圧延工程［工程５］、溶体化熱処理工程［工程６］および時効熱処理工程［工程７］をこの順に施し、熱間圧延工程［工程３］では、熱間圧延開始温度が９００℃以上１０００℃以下、熱間圧延終了温度が５００℃以上９００℃以下の温度範囲で圧延材をリバース圧延し、冷間圧延工程［工程５］では、圧延材の板厚の長手方向における標準偏差が１０μｍ以内であり、溶体化熱処理工程［工程６］では、２５℃から６００℃までの第１昇温速度が８０℃／ｓ以上、６００℃から最高到達温度までの第２昇温速度が２０℃／ｓ以下、最高到達温度から３００℃までの冷却速度が１００℃／ｓ以上で圧延材を熱処理し、時効熱処理工程［工程７］では、３００℃以上５５０℃以下の温度範囲で、１時間以上１０時間以内で圧延材を保持する。
　鋳造工程［工程１］では、合金成分を溶解し、鋳造することによって、所定形状の銅合金鋳塊を得る。例えば、溶解は高周波溶解炉を用いて大気下で行う。合金成分の種類、鋳造条件などは適宜設定される。
　均質化処理工程［工程２］では、鋳造工程［工程１］で得られた銅合金鋳塊に対して、所定の加熱条件（例えば１０００℃以下で１時間）で均質化処理を施す。均質化処理工程［工程２］は、例えば大気下で行う。
　熱間圧延工程［工程３］では、熱間圧延開始温度が９００℃以上１０００℃以下、熱間圧延終了温度が５００℃以上９００℃以下の温度範囲で圧延材のリバース圧延を行う。リバース圧延を行うことで、圧延材の変形組織が均一化し、溶体化熱処理工程［工程６］および時効熱処理工程［工程７］を経て、Ｓｉ系化合物粒子のサイズの析出状態が均一化する効果がある。
　熱間圧延開始温度は、９００℃以上１０００℃以下である。熱間圧延開始温度が９００℃未満であると、固溶度が少なく、溶体化熱処理工程［工程６］時にＳｉ系化合物の残留量が増加し、銅合金板材の強度が低下すると共に、プレス加工材の寸法精度が低下する。熱間圧延開始温度が１０００℃超であると、銅合金の融点より高いため、圧延材の形状を維持することが困難になる。銅合金板材の強度およびプレス加工性の向上の観点から、熱間圧延開始温度は、好ましくは９５０℃以上、より好ましくは９９０℃以上である。
　熱間圧延終了温度は、５００℃以上９００℃以下である。熱間圧延終了温度が５００℃未満であると、Ｓｉ系化合物の析出が進行し、溶体化熱処理工程［工程６］時にＳｉ系化合物の残留量が増加し、銅合金板材の強度が低下すると共に、プレス加工材の寸法精度が低下する。また、熱間圧延開始温度が９００℃以上１０００℃以下であるため、熱間圧延終了温度が９００℃以下であると、熱間圧延工程［工程３］の温度制御などの作業性が容易である。銅合金板材の強度およびプレス加工性の向上の観点から、熱間圧延終了温度は、好ましくは６００℃以上、より好ましくは７００℃以上である。
　面削工程［工程４］では、熱間圧延板の表面から所定の厚さ（例えば２．５ｍｍ以上５．０ｍｍ以下）の面削を行い、酸化膜を除去する。
　冷間圧延工程［工程５］では、冷間圧延で得られる圧延材の板厚の長手方向における標準偏差が１０μｍ以内である。溶体化熱処理工程［工程６］における昇温中および冷却中の圧延材全体の温度変化の均一化を図るため、冷間圧延工程［工程５］では、圧延材の板厚を均一化する。
　従来では、一般的に、本工程のような比較的上工程で行われる冷間圧延における板厚の精度は、下工程で行われる板厚を決定する仕上げの冷間圧延よりも低く、板厚のばらつきが大きい。もし、従来の冷間圧延のように、冷間圧延工程［工程５］での圧延材の板厚のばらつきが大きいと、溶体化熱処理工程［工程６］における圧延材全体の温度変化のばらつきが増大する。そのため、冷間圧延工程［工程５］における圧延材の板厚の長手方向の標準偏差は１０μｍ以内とする。圧延材の板厚の上記標準偏差が１０μｍより大きいと、板厚のばらつきが増大するため、銅合金板材のプレス加工性が低下する。
　溶体化熱処理工程［工程６］では、２５℃から６００℃までの第１昇温速度が８０℃／ｓ以上、６００℃から最高到達温度までの第２昇温速度が２０℃／ｓ以下、最高到達温度から３００℃までの冷却速度が１００℃／ｓ以上で圧延材を熱処理する。溶体化熱処理工程［工程６］における圧延材は、前工程までに生じている晶出物や析出物を十分に固溶させるため、２段階の昇温を行う。
　第１段階において、２５℃（室温）から６００℃までの第１昇温速度は、８０℃／ｓ以上とし、昇温中の析出を抑制する。第１昇温速度が８０℃／ｓ未満であると、析出が進行し、プレス加工性が低下する。
　次いで、第２段階において、６００℃から最高到達温度までの第２昇温速度は、２０℃／ｓ以下とし、固溶を促進させる。第２昇温速度が２０℃／ｓ超であると、固溶が不十分であり、プレス加工性が低下する。固溶を促進させるため、７５０℃以上１０００℃以下の温度範囲で、１０秒以上１８０秒以内保持することが好ましい。
　次いで、最高到達温度から３００℃までの冷却速度が１００℃／ｓ以上で冷却を行う。冷却速度が１００℃／ｓ未満であると、冷却中に析出物の量が増加し、時効熱処理工程［工程７］で析出する析出物との粒度差が生まれるため、プレス加工材の寸法精度が低下する。一方で、７５０℃以上１０００℃以下の温度から冷却速度１５０℃／ｓ超の急速な冷却を行うと、高い熱応力が発生することで、圧延材に塑性変形による欠陥が生じやすい。そのため、上記冷却速度の上限値は１５０℃／ｓが好ましい。
　時効熱処理工程［工程７］では、３００℃以上５５０℃以下の温度範囲で、１時間以上１０時間以内で圧延材を保持する。圧延材の保持温度が３００℃未満および５５０℃超であると、銅合金板材の強度が低下する。そのため、圧延材の保持温度は、４５０℃以上であることが好ましく、５２０℃以下であることが好ましい。
　このように、熱間圧延工程［工程３］、冷間圧延工程［工程５］、溶体化熱処理工程［工程６］、時効熱処理工程［工程７］の条件を上記のように設定すると、銅合金板材の中性子小角散乱測定で得られるＳｉ系化合物粒子の粒度分布曲線におけるピークの半値幅が５ｎｍ以下になる。
　また、上記実施形態の銅合金板材の製造方法は、溶体化熱処理工程［工程６］と前記時効熱処理工程［工程７］との間に、中間冷間圧延工程［工程Ａ］をさらに有することが好ましい。時効熱処理工程［工程７］の前に行う中間冷間圧延工程［工程Ａ］は、銅合金板材の強度をさらに増加する。
　また、上記実施形態の銅合金板材の製造方法は、時効熱処理工程［工程７］の後に、仕上げ冷間圧延工程［工程Ｂ１］および調質焼鈍工程［工程Ｂ２］をこの順でさらに有することが好ましい。時効熱処理工程［工程７］の後に行う仕上げ冷間圧延工程［工程Ｂ１］は、銅合金板材の強度をさらに増加する。また、中間冷間圧延工程［工程Ａ］および仕上げ冷間圧延工程［工程Ｂ１］を行うと、銅合金板材の強度がいっそう増加する。また、仕上げ冷間圧延工程［工程Ｂ１］を行う場合には、残留応力を低減するために、仕上げ冷間圧延工程［工程Ｂ１］の後に調質焼鈍工程［工程Ｂ２］を行う。
　仕上げ冷間圧延工程［工程Ｂ１］では、目的の強度に応じて、加工率を適宜選択することができる。銅合金板材の強度および耐応力緩和特性を向上する観点から、仕上げ冷間圧延工程［工程Ｂ１］の加工率は５％以上６０％以下であることが好ましい。加工率が５％以上であると、銅合金板材の強度向上の効果が大きい。加工率が６０％以下であると、残留応力が低下して、銅合金板材の耐応力緩和特性が増加する。
　調質焼鈍工程［工程Ｂ２］では、目的の強度や耐応力緩和特性に応じて、加熱温度および加熱時間を適宜選択することができる。銅合金板材の強度および耐応力緩和特性を向上する観点から、加熱温度は３００℃以上６００℃以下であることが好ましく、加熱時間は１０秒以上１時間以内であることが好ましい。
　以上説明した実施形態によれば、銅合金板材の板厚全体に亘って析出物の状態を高精度で測定できる中性子小角散乱測定を用い、中性子小角散乱測定の測定値に基づいて、熱間圧延工程［工程３］、冷間圧延工程［工程５］、溶体化熱処理工程［工程６］、時効熱処理工程［工程７］の条件を所定範囲内に設定しながら、銅合金板材の板厚全体に亘ってＳｉ系化合物粒子の粒度分布を所定範囲内に制御することによって、強度および導電性のバランスに優れると共に、プレス加工性に優れた銅合金板材を得ることができる。
　以上、実施形態について説明したが、本発明は上記実施形態に限定されるものではなく、本開示の概念および特許請求の範囲に含まれるあらゆる態様を含み、本開示の範囲内で種々に改変することができる。
　次に、実施例および比較例について説明するが、本発明はこれら実施例に限定されるものではない。
（実施例１～２２および比較例１～１１）
　大気下で高周波溶解炉により、各合金成分を溶解し、これを金型モールドで鋳造して、表１に示す合金組成の銅合金鋳塊を得た。次に、大気中、１０００℃、１時間の均質化熱処理工程を行った。次に、熱間圧延工程［工程３］では、表２に示す熱間圧延開始温度および熱間圧延終了温度の条件で、リバース圧延を行った後、面削工程では、熱間圧延材の表面を面削して、酸化膜を除去した。次に、冷間圧延工程［工程５］では、冷間圧延を行って、圧延材の板厚の長手方向における標準偏差を表２に示す値とした。次に、溶体化熱処理工程［工程６］では、表２に示すように、２５℃から６００℃までの第１昇温速度、６００℃から最高到達温度までの第２昇温速度、最高到達温度、最高到達温度から３００℃までの冷却速度で、圧延材を熱処理した。次に、時効熱処理工程［工程７］では、表２に示す加熱温度および加熱時間で、圧延材を保持した。こうして、銅合金板材を製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
  
［測定および評価］
　上記実施例および比較例で得られた銅合金板材について、下記の測定および評価を行った。結果を表３～５に示す。
［１］　中性子小角散乱法およびＸ線小角散乱法の信頼性
　実施例１１で得られた銅合金板材に対する、中性子小角散乱測定用の中性子の透過率とＸ線小角散乱測定用のＸ線の透過率の結果を表３に示す。中性子は波長０．７ｎｍ、Ｘ線はＣｕＫα（８．０４ｋｅＶ）であった。中性子の場合、板厚１０００μｍの銅合金板材でも、中性子を十分に透過していた。そのため、中性子小角散乱法の信頼性が高いことが示唆された。一方で、Ｘ線の場合、板厚５０μｍ以上の銅合金板材では、Ｘ線の透過率は非常に小さかった。そのため、Ｘ線小角散乱法は、板厚３０μｍ以下の銅合金板材に対しては使用できるものの、それより厚い銅合金板材に対しては低い信頼性であることが示唆された。さらには、板厚１００μｍ以上の銅合金板材に対しては、Ｘ線をほとんど透過していないため、Ｘ線小角散乱法の使用が困難であることが示唆された。各小角散乱法の信頼性について、以下のランク付けをした。
　○：透過率が２５％以上
　△：透過率が５％以上２５％未満
　×：透過率が５％未満
［２］　中性子小角散乱測定
　上記実施例および比較例で得られた銅合金板材に対して、大強度陽子加速器施設Ｊ－ＰＡＲＣ（Ｊａｐａｎ  Ｐｒｏｔｏｎ  Ａｃｃｅｌｅｒａｔｏｒ  Ｒｅｓｅａｒｃｈ  Ｃｏｍｐｌｅｘ）内にあるＢＬ２０に設置された茨城県材料構造解析装置（ｉＭＡＴＥＲＩＡ）を用いて、中性子小角散乱測定を行った。板厚１２０μｍの複数の銅合金板材を重ねて、合計厚みが約２ｍｍの銅合金板材を測定した。中性子のビーム径は１０ｍｍとした。測定時間は２０分とした。中性子小角散乱測定で得られた小角散乱プロファイルから粒度分布に変換する解析は、アルゴンヌ国立研究所のＪａｎ　Ｉｌａｖｓｋｙ氏が開発したソフトウェアであるＩｒｅｎａで行った。解析は、球形モデルを用いてフィッティングを行って、第２相の粒度分布を求めた。そして、Ｓｉ系化合物粒子の粒度分布曲線におけるピークの半値幅および粒子径を得た。
［３］　引張強さ
　上記実施例および比較例で得られた銅合金板材に対して、ＪＩＳ　１３Ｂ号試験片を３つ（ｎ＝３）用いて、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に基づき、引張試験を行い、３つの測定値を平均することで、引張強さを算出した。銅合金板材の引張強さは、圧延平行方向の引張強さとした。５００ＭＰａ未満は、引張強さが不良である。
［４］　導電率
　上記実施例および比較例で得られた銅合金板材に対して、端子間距離を１００ｍｍとし、２０℃（±０．５℃）に保たれた恒温槽中で、４端子法により比抵抗を計測することによって、導電率を算出した。３０％ＩＡＣＳ未満は、導電率が不良である。
［５］　プレス加工性
　上記実施例および比較例で得られた銅合金板材に対して、以下のプレス加工性を評価した。まず、図１に示すように、圧延平行方向に沿ったクリアランスｄを銅合金板材１の板厚の５％、圧延垂直方向の長さを２０ｍｍとし、無潤滑で、銅合金板材１をプレス打ち抜きした。プレス打ち抜き後の銅合金板材１のプレス破面２において、破断面に対するせん断面の比率とダレの大きさとをそれぞれ測定した。
　プレス破面２におけるせん断面３の比率（λ）は、下記式（１）から算出した。式（１）において、ａ１およびａ２は、図２に示すように、それぞれ、圧延垂直方向のある位置における、せん断面３の板厚方向の長さ、および破断面４の板厚方向の長さを表す。そして、せん断面３の板厚方向の長さａ１が最も長いλｍａｘとせん断面３の板厚方向の長さａ１が最も短いλｍｉｎとをそれぞれ測定し、λの差（Δλ＝λｍａｘ－λｍｉｎ）を算出した。この測定を３つの銅合金板材に対して行った。そして３つのΔλの平均値（Δλａｖ）をせん断面の比率とした。
　λ＝１００×ａ１／（ａ１＋ａ２）　・・・式（１）
　ダレｂの大きさは、図３に示すように、プレス破面２の圧延平行方向の断面から測定した。具体的には、圧延垂直方向に沿って４ｍｍ間隔の４つの断面でそれぞれダレｂを測定し、４つのダレｂのうちの最大と最小との差（Δｂ）を算出した。この測定を３つの銅合金板材に対して行った。そして３つのΔｂの平均値（Δｂａｖ）をダレの大きさとした。
　プレス加工性について、以下のランク付けをした。×ランクは、プレス加工性が不良である。
　◎：Δλａｖが１０％以下、かつΔｂａｖが５μｍ以下
　○：Δλａｖが１０％以下またはΔｂａｖが５μｍ以下
　×：Δλａｖが１０％超、かつΔｂａｖが５μｍ超
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
   
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
   
（実施例２３～２５）
　板厚を変更した以外は、実施例２と同様にして、銅合金板材を製造し、銅合金板材の測定および評価を行った。結果を表６～９に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
   
 
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
   
 
　表１～９に示すように、実施例１～２５では、合金組成、板厚、粒度分布曲線のピークの半値幅が所定範囲内であったため、引張強さ、導電率、プレス加工性がいずれも良好であった。特に、実施例２～４では、熱間圧延工程［工程３］の熱間圧延開始温度と熱間圧延終了温度、溶体化熱処理工程［工程６］の第１昇温速度、第２昇温速度、冷却速度が好適範囲内であり、第２相粒子であるＳｉ系化合物粒子の粒度分布曲線におけるピークの半値幅が小さかったため、プレス加工性が優れていた。また、実施例４では、Ｃｏ、Ｃｏ＋Ｎｉ、Ｃｏ＋Ｎｉ／Ｓｉが好ましく、特に強度と導電率のバランスも良好であった。実施例８では、時効熱処理工程［７］の時効温度が好適範囲よりやや高く、上記ピークの粒子径が大きく、強度がやや低くなった。実施例９では、上記ピークの粒子径が適切なため、実施例８よりも強度が向上した。実施例１０では、実施例９よりも、さらに時効温度が好ましく、強度が向上した。実施例２２では、実施例２０や２１よりもＮｉ濃度がより好ましく、強度が高かった。
　また、板厚の影響について、実施例２、２３～２５の中性子小角散乱測定では、粒度分布曲線のピークの半値幅および粒子径が同等であった。実施例２のＸ線小角散乱測定では、Ｘ線の透過率が低いため、上記ピークの半値幅および粒子径は、実施例２３のＸ線小角散乱測定や実施例２、２３～２５の中性子小角散乱測定とは大きく異なっていた。また、実施例２４～２５のＸ線小角散乱測定では、Ｘ線をほとんど透過していないため、測定不可であった。そのため、実施例で製造した銅合金板材におけるＳｉ系化合物の粒度分布の測定では、中性子小角散乱法が良好であり、Ｘ線小角散乱法は採用できないことがわかった。
　一方、比較例１～１１では、引張強さ、導電率、プレス加工性の少なくとも１つ以上が不良であった。比較例１では、ＣｏおよびＮｉの含有量が多く、粗大な晶出物を多く生じ、プレス加工性が不良であった。比較例２では、ＣｏおよびＮｉの含有量が少なく、Ｓｉの含有量が少なく、強度が不良であった。比較例３では、（Ｃｏ＋Ｎｉ）／Ｓｉが高く、強度が不良であった。比較例４では、（Ｃｏ＋Ｎｉ）／Ｓｉが低く、導電率が不良であった。比較例５では、熱間圧延工程［工程３］の熱間圧延開始温度が低く、熱間圧延完了時点で、粗大なＳｉ系化合物粒子が多く存在し、溶体化熱処理工程［工程６］時にＳｉ系化合物が固溶しきれず、粒度分布曲線の上記ピークの半値幅が大きくなり、プレス加工性が不良であった。比較例６では、熱間圧延工程［工程３］の熱間圧延終了温度が低く、熱間圧延完了時点で、Ｓｉ系化合物粒子の析出が進行し、溶体化熱処理工程［工程６］時にＳｉ系化合物が固溶しきれず、粒度分布曲線のピークの半値幅が大きくなり、プレス加工性が不良であった。比較例７では、溶体化熱処理工程［工程６］の第１昇温速度が遅く、粒度分布曲線のピークの半値幅が大きくなり、プレス加工性が不良であった。比較例８では、溶体化熱処理温度が比較的低く、Ｓｉ系化合物粒子が十分に固溶しきれず、残存するＳｉ系化合物粒子の量が増え、粒度分布曲線のピークの半値幅が大きくなり、プレス加工性が不良であった。比較例９では、溶体化熱処理工程［工程６］の第２昇温速度が速く、固溶が阻害され、粒度分布曲線のピークの半値幅が大きくなり、プレス加工性が不良であった。比較例１０では、冷間圧延工程［工程５］の圧延材の板厚の標準偏差が大きく、粒度分布曲線のピークの半値幅が大きくなり、プレス加工性が不良であった。比較例１１では、溶体化熱処理工程［工程６］の第１昇温速度および冷却速度が遅く、粒度分布曲線のピークの半値幅が大きくなり、プレス加工性が不良であった。
　１　銅合金板材
　２　プレス破面
　３　せん断面
　４　破断面
　ａ１　せん断面の長さ
　ａ２　破断面の長さ
　ｂ　ダレ
　ｄ　クリアランス

Claims (9)

  1. 　ＣｏおよびＮｉを合計で０．１０質量％以上５．００質量％以下、ならびにＳｉを０．０５質量％以上１．５０質量％以下含有し、Ｓｉに対するＣｏおよびＮｉの含有割合（Ｃｏ＋Ｎｉ）／Ｓｉが２．５０以上６．００以下であり、残部がＣｕおよび不可避不純物である合金組成を有し、
    　中性子小角散乱測定で得られる、ＣｏおよびＮｉの少なくともいずれか一方の元素を含有するＳｉ系化合物粒子の粒度分布曲線におけるピークの半値幅が５ｎｍ以下であることを特徴とする銅合金板材。
  2. 　前記中性子小角散乱測定で得られる前記Ｓｉ系化合物粒子の粒度分布曲線における前記ピークの粒子径が１ｎｍ以上１０ｎｍ以下である、請求項１に記載の銅合金板材。
  3. 　前記合金組成は、さらに、Ｍｇ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｐ、ＣｒおよびＺｒからなる群より選択される１種以上の元素を合計で０．１０質量％以上１．００質量％以下含有する、請求項１または２に記載の銅合金板材。
  4. 　前記合金組成は、Ｃｏを０．５０質量％以上２．５０質量％以下含有する、請求項１～３のいずれか１項に記載の銅合金板材。
  5. 　前記合金組成は、Ｎｉを２．００質量％以上５．００質量％以下含有する、請求項１～４のいずれか１項に記載の銅合金板材。
  6. 　前記銅合金板材の板厚が５０μｍ以上５００μｍ以下である、請求項１～５のいずれか１項に記載の銅合金板材。
  7. 　請求項１～６のいずれか１項に記載の銅合金板材の製造方法であって、
    　銅合金素材に、鋳造工程［工程１］、均質化処理工程［工程２］、熱間圧延工程［工程３］、面削工程［工程４］、冷間圧延工程［工程５］、溶体化熱処理工程［工程６］および時効熱処理工程［工程７］をこの順に施し、
    　前記熱間圧延工程［工程３］では、熱間圧延開始温度が９００℃以上１０００℃以下、熱間圧延終了温度が５００℃以上９００℃以下の温度範囲で圧延材をリバース圧延し、
    　前記冷間圧延工程［工程５］では、圧延材の板厚の長手方向における標準偏差が１０μｍ以内であり、
    　前記溶体化熱処理工程［工程６］では、２５℃から６００℃までの第１昇温速度が８０℃／ｓ以上、６００℃から最高到達温度までの第２昇温速度が２０℃／ｓ以下、最高到達温度から３００℃までの冷却速度が１００℃／ｓ以上で圧延材を熱処理し、
    　前記時効熱処理工程［工程７］では、３００℃以上５５０℃以下の温度範囲で、１時間以上１０時間以内で圧延材を保持することを特徴とする銅合金板材の製造方法。
  8. 　前記溶体化熱処理工程［工程６］と前記時効熱処理工程［工程７］との間に、中間冷間圧延工程［工程Ａ］をさらに有する、請求項７に記載の銅合金板材の製造方法。
  9. 　前記時効熱処理工程［工程７］の後に、仕上げ冷間圧延工程［工程Ｂ１］および調質焼鈍工程［工程Ｂ２］をこの順でさらに有する、請求項７または８に記載の銅合金板材の製造方法。
     
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Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN115044800B (zh) * 2022-06-02 2023-03-24 浙江大学 一种高强高导铜合金及其制备方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2012162782A (ja) * 2011-02-09 2012-08-30 Hitachi Cable Ltd 高強度銅合金材及びその製造方法
JP2013104068A (ja) * 2011-11-10 2013-05-30 Jx Nippon Mining & Metals Corp 電子材料用Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ−Ｃｏ系銅合金
JP2016176106A (ja) * 2015-03-19 2016-10-06 Ｊｘ金属株式会社 電子部品用Ｃｕ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｓｉ合金
WO2020004034A1 (ja) * 2018-06-28 2020-01-02 古河電気工業株式会社 銅合金板材及び銅合金板材の製造方法並びに銅合金板材を用いたコネクタ

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4006460B1 (ja) * 2006-05-26 2007-11-14 株式会社神戸製鋼所 高強度、高導電率および曲げ加工性に優れた銅合金およびその製造方法
JP5261122B2 (ja) * 2008-10-03 2013-08-14 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
JP6045635B2 (ja) * 2010-04-05 2016-12-14 Ｄｏｗａメタルテック株式会社 銅合金板材の製造方法
JP6219070B2 (ja) * 2012-06-15 2017-10-25 古河電気工業株式会社 銅合金板材の製造方法
CN105829556B (zh) * 2013-12-27 2018-02-06 古河电气工业株式会社 铜合金板材、连接器以及铜合金板材的制造方法
JP6317967B2 (ja) * 2014-03-25 2018-04-25 Ｄｏｗａメタルテック株式会社 Ｃｕ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金板材およびその製造方法並びに通電部品
JP2016211054A (ja) 2015-05-12 2016-12-15 株式会社神戸製鋼所 銅合金
CN107406915B (zh) * 2015-05-20 2019-07-05 古河电气工业株式会社 铜合金板材及其制造方法
JP6573503B2 (ja) 2015-08-24 2019-09-11 Ｄｏｗａメタルテック株式会社 Ｃｕ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｓｉ系高強度銅合金薄板材およびその製造方法並びに導電ばね部材
JP6799933B2 (ja) * 2016-03-28 2020-12-16 古河電気工業株式会社 銅合金板材およびコネクタならびに銅合金板材の製造方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2012162782A (ja) * 2011-02-09 2012-08-30 Hitachi Cable Ltd 高強度銅合金材及びその製造方法
JP2013104068A (ja) * 2011-11-10 2013-05-30 Jx Nippon Mining & Metals Corp 電子材料用Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ−Ｃｏ系銅合金
JP2016176106A (ja) * 2015-03-19 2016-10-06 Ｊｘ金属株式会社 電子部品用Ｃｕ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｓｉ合金
WO2020004034A1 (ja) * 2018-06-28 2020-01-02 古河電気工業株式会社 銅合金板材及び銅合金板材の製造方法並びに銅合金板材を用いたコネクタ

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