WO2022092139A1 - 銅合金板材、銅合金板材の製造方法及び接点部品 - Google Patents

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WO2022092139A1
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copper alloy
alloy plate
less
plate material
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PCT/JP2021/039615
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俊太 秋谷
宏和 佐々木
紳悟 川田
司 高澤
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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
    • 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
    • H01B5/00—Non-insulated conductors or conductive bodies characterised by their form
    • H01B5/02—Single bars, rods, wires, or strips
    • 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

Definitions

  • the present invention relates to a copper alloy plate material, a method for manufacturing a copper alloy plate material, and contact parts.
  • Copper alloy plates are used for electrical and electronic equipment such as smartphones, tablets, notebook PCs, action cameras, automobiles, industrial equipment, and parts such as robots, for example, contact parts such as connectors.
  • Patent Document 1 in a Cu—Fe—P alloy, the interatomic distance of Fe and P measured by a three-dimensional atom probe electric field ion microscope is shortened, and Cu.
  • Patent Document 2 in a Cu—Ni—Sn—P alloy, the interatomic distance of Ni and P measured by a three-dimensional atom probe field ion microscope is shortened, and an aggregate of Cu, Ni and P is obtained.
  • Patent Document 3 in a Cu—Ni—Co—Si based alloy, a copper alloy plate material that improves conductivity, stress relaxation resistance characteristics, and formability by controlling the component composition, spring limit value, and crystal orientation is used. The technology is disclosed.
  • the internal circuit has increased in current and the amount of heat generated has also increased.
  • the above-mentioned electric / electronic equipment, automobiles, industrial equipment, robots, etc. are continuously used for a certain period of time in a state of heat generation, their parts may be used at a high temperature.
  • spring electrical contact components such as connectors tend to have high temperatures during high-speed communication and high-speed charging.
  • the strength will be lower than the strength at room temperature (for example, 25 ° C) when new, and problems such as material breakage due to stress due to fitting will occur. There is a risk.
  • it is desired that the strength decrease due to the temperature rise is suppressed and the strength at a high temperature (for example, 100 ° C.) is high.
  • Patent Documents 1 to 3 it is difficult to obtain a copper alloy plate material having high strength at high temperature and excellent conductivity by suppressing a decrease in strength due to a temperature rise.
  • Patent Documents 1 to 3 no attention is paid to the strength when used at a high temperature.
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and is a copper alloy plate material, a method for producing a copper alloy plate material, and copper, which suppresses a decrease in strength due to a temperature rise, has high strength at high temperatures, and has excellent conductivity. It is an object of the present invention to provide contact parts using an alloy plate material.
  • the present inventors have made a total of 0.5% by mass or more and 5.0% by mass or less of at least one of Ni and Co, and 0.10% by mass or more and 1 of Si in the copper alloy plate material.
  • a copper alloy plate having a composition, in which a Si compound containing at least one of Ni and Co and Si is contained in the matrix, and a three-dimensional atom probe electric field ion microscope is provided in the boundary region between the Si compound and the matrix.
  • It has a diffusion layer containing at least one of Ni and Co and Cu and Si, and the average thickness of the diffusion layer is 0.5 nm or more and 5.0 nm or less, so that the strength decreases with increasing temperature. Suppressed, high strength at high temperature, and excellent conductivity, and such a copper alloy plate material is melt-cast into a copper alloy material having an alloy composition similar to the alloy composition of the copper alloy plate material [Step 1].
  • the gist structure of the present invention is as follows. (1) A total of 0.5% by mass or more and 5.0% by mass or less of at least one of Ni and Co, In addition, it contains Si in an amount of 0.10% by mass or more and 1.50% by mass or less. Moreover, the mass ratio (Ni + Co) / Si of the total content of Ni and Co to the Si content is 2.00 or more and 6.00 or less. A copper alloy plate having an alloy composition in which the balance is composed of copper and unavoidable impurities. The matrix contains a Si compound containing at least one of Ni and Co and Si.
  • the boundary region between the Si compound and the matrix has a diffusion layer containing at least one of Ni and Co and Cu and Si as observed by a three-dimensional atom probe electric field ion microscope.
  • a copper alloy plate having an average thickness of 0.5 nm or more and 5.0 nm or less.
  • the alloy composition contains both Ni and Co, the Ni content is 0.5% by mass or more and 4.5% by mass or less, and the Co content is 0.4% by mass or more and 2.5% by mass. % Or less, the copper alloy plate material according to (1) above.
  • the alloy composition further contains at least one selected from the group consisting of Mg, Sn, Zn, P, Cr, Zr and Fe in a total amount of 0.1% by mass or more and 1.0% by mass or less.
  • the copper alloy plate material of the present invention suppresses a decrease in strength due to a temperature rise, has high strength at high temperatures, and has excellent conductivity. Therefore, it is suitable as a copper alloy plate material for electrical / electronic equipment, automobiles, industrial equipment, and contact parts such as connectors in robots, which can be used at high temperatures.
  • FIG. 1 is a diagram showing an example of observation with a three-dimensional atom probe electric field ion microscope.
  • the copper alloy plate material according to the present invention contains at least one of Ni and Co in a total of 0.5% by mass or more and 5.0% by mass or less, and Si in an amount of 0.10% by mass or more and 1.50% by mass or less, and A copper alloy plate having an alloy composition in which the mass ratio (Ni + Co) / Si of the total content of Ni and Co to the Si content is 2.00 or more and 6.00 or less, and the balance is copper and unavoidable impurities.
  • the matrix contains a Si compound containing at least one of Ni and Co and Si, and is observed by a three-dimensional atom probe field ion microscope in the boundary region between the Si compound and the matrix, and at least one of Ni and Co. It has a diffusion layer containing Cu and Si, and is characterized in that the average thickness of the diffusion layer is 0.5 nm or more and 5.0 nm or less.
  • the alloy composition of the copper alloy plate material of the present invention, the Si compound contained in the copper alloy plate material, and the reasons for limiting the diffusion layer will be described.
  • the copper alloy plate material of the present invention contains at least one of Ni and Co in a total amount of 0.5% by mass or more and 5.0% by mass or less.
  • the total content of Ni and Co is preferably 0.8% by mass or more from the viewpoint of strength, and preferably 4.0% by mass or less from the viewpoint of conductivity.
  • the total content of Ni and Co is more preferably 1.0% by mass or more and 3.5% by mass or less.
  • the Co content is preferably 0.5% by mass or more and 5.0% by mass or less.
  • the Ni content is preferably 0.5% by mass or more and 5.0% by mass or less.
  • the Ni content is 0.5% by mass or more and 4.5% by mass or less
  • the Co content is 0.4% by mass or more and 2.5% by mass or less. Is preferable. It should be noted that the content of Co in an amount of 0.4% by mass or more has the effect of increasing the conductivity as compared with the case of Ni alone, but if it exceeds 2.0% by mass, the conductivity may decrease conversely.
  • the Co content is preferably 0.5% by mass or more and 2.0% by mass or less.
  • the copper alloy plate material of the present invention contains Si in an amount of 0.10% by mass or more and 1.50% by mass or less.
  • Si content is less than 0.10% by mass, the strength is lowered. If it is higher than 1.50% by mass, the conductivity is lowered, coarse crystallization is likely to occur in the ingot, and it remains as an unsolid solution after the solution heat treatment, and is the starting point of cracks during bending. It is easy to become.
  • the Si content is preferably 1.25% by mass or less, more preferably 1.10% by mass or less, from the viewpoint of conductivity.
  • the mass ratio of the total content of Ni and Co to the Si content is 2.00 or more and 6.00 or less.
  • the (Ni + Co) / Si ratio is less than 2.00, Si is excessively present with respect to Ni and Co, the residual amount of Si in the matrix phase increases during the aging heat treatment, and the conductivity decreases.
  • the (Ni + Co) / Si ratio is higher than 6.00, the residual amount of Ni and Co increases, and the conductivity decreases. From the viewpoint of conductivity, it is preferably 3.00 to 5.00, more preferably 3.30 to 4.70.
  • the copper alloy plate material of the present invention further contains at least one selected from the group consisting of Mg, Sn, Zn, P, Cr, Zr and Fe in an amount of 0.1% by mass or more and 1.0% by mass or less in total. May be.
  • Mg While Mg has the effect of improving the strength at high temperatures, it tends to lower the conductivity. Therefore, the content of Mg is preferably 0.1% by mass or more and 0.3% by mass.
  • the Sn content is preferably 0.1% by mass or more and 0.3% by mass or less.
  • (Zn) Zn has an effect of improving Sn plating property and migration characteristics, but tends to lower the conductivity. Therefore, the Zn content is preferably 0.1% by mass or more and 0.5% by mass or less. ..
  • (P) P has the effect of suppressing the precipitation of Si compounds on the grain boundaries and increasing the strength, but tends to decrease the conductivity, so the content of P is 0.1% by mass or more and 0.3% by mass. % Or less is preferable.
  • (Cr) Cr has the effect of suppressing the coarsening of crystal grains during solution heat treatment, but it tends to generate coarse crystal grains during casting and tends to create crack origins, so the Cr content is 0. It is preferably 1% by mass or more and 0.3% by mass or less.
  • (Zr) Zr has the effect of suppressing the coarsening of crystal grains during solution heat treatment, but it tends to generate coarse crystal grains during casting and tends to create crack origins, so the Zr content is 0. It is preferably 1% by mass or more and 0.2% by mass.
  • Fe has the effect of suppressing the coarsening of crystal grains during solution heat treatment, but coarse crystallized products are likely to be generated during casting, and crack origins are likely to be formed. Therefore, the Fe content is 0.1% by mass. It is preferably 0.2% by mass or less.
  • the balance consists of Cu (copper) and unavoidable impurities.
  • the "unavoidable impurities” referred to here are generally copper-based products that are present in raw materials or are inevitably mixed in the manufacturing process, and are originally unnecessary, but are in trace amounts. It is an acceptable impurity because it does not affect the properties of copper-based products.
  • Examples of the components listed as unavoidable impurities include non-metal elements such as sulfur (S) and oxygen (O) and metal elements such as aluminum (Al) and antimony (Sb).
  • the upper limit of the content of these components may be 0.05% by mass for each of the above components and 0.20% by mass for the total amount of the above components.
  • the copper alloy plate material of the present invention contains a Si compound in the matrix phase.
  • the Si compound is a compound containing at least one of Ni and Co and Si.
  • the Si compound may contain other elements contained in the copper alloy plate material in addition to Ni, Co and Si, and may contain, for example, Cu, Mg, Sn, Zn, P, Cr, Zr and Fe. good.
  • the Si compound is a precipitate formed by precipitating during the production of a copper alloy plate material.
  • the Si compound is, for example, precipitated and formed in the first temporary heat treatment [step 6], and then undergoes solution heat treatment [step 7], second aging heat treatment [step 8], and the like to finally produce a copper alloy plate material. include.
  • the copper alloy plate material of the present invention has a diffusion layer containing at least one of Ni and Co and Cu and Si, which is observed by a three-dimensional atom probe field ion microscope in the boundary region between the Si compound and the matrix.
  • the average thickness of the diffusion layer is 0.5 nm or more and 5.0 nm or less.
  • the diffusion layer is defined as a region in which the concentration of Cu is 20 at% or more and 90 at% or less, which is observed with a three-dimensional atom probe field ion microscope for the copper alloy plate material. Details of the three-dimensional atom probe electric field ion microscope will be described later.
  • the present inventors have the above alloy composition, and the average thickness of the diffusion layer observed by the three-dimensional atom probe field ion microscope in the boundary region between the Si compound and the matrix is set to 0.5 nm or more and 5 nm or less. By doing so, it has been found that a copper alloy plate material having high strength at high temperature and excellent conductivity can be obtained by suppressing a decrease in strength due to an increase in temperature.
  • phase transformation of copper alloy on changes in strength in the range of operating temperature of electrical / electronic equipment, automobiles, industrial equipment, robots, etc., specifically room temperature (for example, 25 ° C) to high temperature (for example, 100 ° C). Is almost negligible, and it is considered that the change in strength is affected by the mobility of dislocations, which is a thermal activation phenomenon. Therefore, in order to suppress the decrease in strength due to temperature rise and increase the strength at high temperature, it is effective to inhibit dislocation movement by increasing the number of second phase particles such as solid solution elements and precipitates. It is believed that there is.
  • the present inventors consider that a method of not increasing the amount of added elements is required in order to suppress the decrease in strength due to the temperature rise, increase the strength at high temperature, and improve the conductivity.
  • a diffusion layer of a predetermined thickness at the interface between the Si compound, which is a precipitate, and the parent phase the decrease in strength due to an increase in temperature is suppressed, the strength at high temperatures is high, and copper has excellent conductivity. It was found that it would be an alloy plate material. Since the copper alloy plate has high strength at high temperature, it also has high strength at room temperature.
  • the diffusion layer is in a state where Ni atoms, Co atoms, and Si atoms are locally present in a high concentration in the Cu matrix phase, and this diffusion layer suppresses the movement of dislocations. It is presumed that this is one of the reasons why the copper alloy plate material has high strength at high temperature and excellent conductivity by suppressing the decrease in strength due to the temperature rise.
  • the average thickness of the diffusion layer needs to be 0.5 nm or more and 5.0 nm or less.
  • the thickness of the diffusion layer is preferably 1.0 nm or more and 4.0 nm or less, and more preferably 2.0 nm or more and 3.0 nm or less.
  • the three-dimensional atom probe method is an analysis method capable of three-dimensional composition analysis of nanoprecipitates and clusters in metals and semiconductors.
  • the principle is as follows. A needle-shaped sample having a tip of about 100 nm is prepared, carried into a 3DAP device (three-dimensional atom probe electric field ion microscope), and then a high voltage is applied in a pulse to evaporate the electric field one atom at a time from the tip of the sample. Further, by irradiating the tip of the needle with a pulsed laser having a specific wavelength to assist electric field evaporation, it is possible to reduce the probability of sample destruction, improve the mass resolution, and measure semiconductors and insulators.
  • the two-dimensional position detector detects the flight time and position measurement of the ions that have been electro-evaporated by the pulse voltage and laser irradiation, and measures the two-dimensional coordinate position of each ion.
  • analysis as time-of-flight mass spectrometry is also possible, so the reached ion species can be identified.
  • laser irradiation is repeated to obtain information on the two-dimensional coordinate position of the ion and information on the depth direction of the sample, three-dimensional composition information can be obtained by performing data analysis considering the shape of the tip of the needle. Is possible.
  • EIKOS-X manufactured by CAMECA
  • the thickness of the diffusion layer is determined by observing from the matrix to the Si compound and using a proxygram, which is a concentration profile of each component (Cu, Si, Ni, Co, etc.) of the obtained copper alloy plate material. If there is unevenness in the boundary region between the Si compound that is the second phase and the parent phase, creating a one-dimensional concentration profile across the boundary region will superimpose the effects of the unevenness and define an accurate diffusion layer. I can't. For this reason, a proxygram based on the equiconcentration plane of a specific element is used.
  • the proxygram is a one-dimensional concentration profile in which the concentration is calculated in the direction perpendicular to the plane of the equal concentration of a specific element as a reference.
  • IVAS which is a 3D atom probe software provided by CAMECA, can be used for the calculation of the proxygram.
  • FIG. 1 is a proxygram based on an equal concentration surface having a Ni concentration of 5 at%.
  • FIG. 1 is an example of observation with a three-dimensional atom probe field ion microscope of a copper alloy plate having an alloy composition of Ni: 2.3% by mass and Si: 0.55% by mass with a balance of Cu.
  • the average thickness of the diffusion layer was sampled at five locations at even intervals in the direction perpendicular to the rolling direction in the copper alloy plate material, and the diffusion layer obtained from the proxygram measured for each sample (sample). It is the average value of the thickness of.
  • the copper alloy plate material of the present invention suppresses a decrease in strength due to an increase in temperature, has high strength at high temperatures, and has excellent conductivity. Therefore, parts such as electric / electronic equipment, automobiles, industrial equipment, and robots formed by using the copper alloy plate material of the present invention are highly reliable in terms of strength and conductivity. For example, even when the operating temperature is from room temperature to high temperature, there is little change in strength, the strength exceeds a certain level, and the conductivity is excellent, so that the component is highly reliable. In particular, even a spring electric contact component such as a connector whose terminal tends to become hot during high-speed communication or high-speed charging can be highly reliable by using the copper alloy plate material of the present invention.
  • the tensile strength of the copper alloy plate material at 100 ° C. is, for example, 500 MPa or more.
  • the tensile strength of the copper alloy plate material at 100 ° C. can be 600 MPa or more or 690 MPa or more.
  • the copper alloy plate material of the present invention since the copper alloy plate material of the present invention has high strength at high temperature, it also has high strength at room temperature.
  • the tensile strength of the copper alloy plate material at 25 ° C. is, for example, 500 MPa or more, and usually 505 MPa or more.
  • the decrease in strength due to temperature rise is suppressed, and the difference between the strength at room temperature and the strength at high temperature, for example, the difference between the tensile strength at 25 ° C. and the tensile strength at 100 ° C. is 100 MPa or less. , 70 MPa or less, 55 MPa or less, or 35 MPa or less.
  • the difference between the tensile strength at 25 ° C. and the tensile strength at 100 ° C. is 100 MPa or less, preferably 70 MPa or less, more preferably. Is 55 MPa or less.
  • the difference between the tensile strength at 25 ° C. and the tensile strength at 100 ° C. is 100 MPa or less, preferably 70 MPa or less, and more preferably 55 MPa. It is as follows.
  • the difference between the tensile strength at 25 ° C. and the tensile strength at 100 ° C. is 100 MPa or less, preferably 90 MPa or less, and more preferably 70 MPa.
  • the tensile strength of the copper alloy plate material at 25 ° C. is 800 MPa or more and less than 900 MPa
  • the difference between the tensile strength at 25 ° C. and the tensile strength at 100 ° C. is 100 MPa or less, preferably 95 MPa or less, and more preferably 55 MPa. It is as follows.
  • the tensile strength of the copper alloy plate material in the present specification can be measured based on JIS Z 2241: 2011, for example, using a JIS 13B test piece.
  • the conductivity of the copper alloy plate material of the present invention is, for example, 45% IACS or more, and may be 50% IACS or more or 55% IACS or more.
  • the conductivity of the copper alloy plate material in the present specification is calculated by measuring the specific resistance by the 4-terminal method in a constant temperature bath kept at 20 ° C. ( ⁇ 0.5 ° C.), for example, when the distance between terminals is 100 mm. can do.
  • the copper alloy plate material of the present invention is also excellent in basic bending workability required for connectors and the like.
  • Patent Document 1 and Patent Document 2 in order to increase the strength and conductivity, the solid solution to the matrix is small, and the strength largely depends on the dislocation strengthening by cold working of 60% or more. Therefore, it is presumed that the copper alloy plates of Patent Document 1 and Patent Document 2 sacrifice the basic bending workability required for the connector.
  • the diffusion layer may contain other elements contained in the copper alloy plate material in addition to Ni, Co, Cu and Si, and may contain, for example, Mg, Sn, Zn, P, Cr, Zr and Fe. May be good.
  • melt casting [step 1], homogenization [step 2], hot rolling [step 3], and surface milling [step 1] are performed on a copper alloy material having an alloy composition similar to that of the copper alloy plate. 4], first cold rolling [step 5], first temporary heat treatment [step 6], solution heat treatment [step 7], second aging heat treatment [step 8], second cold rolling [step 9], and The tempering and annealing [10] is performed in this order, and the first temporary heat treatment [step 6] is held at a temperature of 500 to 700 ° C.
  • step 7 is the first temporary heat treatment [step 6].
  • step 6 the solution heat treatment
  • step 7 is the first temporary heat treatment [step 6].
  • step 6 the temperature is raised from room temperature, and the temperature is maintained at an reached temperature of 750 to 980 ° C. for 0.10 to 10 seconds before cooling.
  • melt casting step [step 1] an alloy component is melted in a high frequency melting furnace in the atmosphere, and the alloy component is cast to produce an ingot having a predetermined shape (for example, thickness 30 mm, width 100 mm, length 150 mm).
  • a predetermined shape for example, thickness 30 mm, width 100 mm, length 150 mm.
  • the homogenization heat treatment is performed by heating in the air or in an inert gas atmosphere at a predetermined temperature (for example, 1000 ° C.) for about 1 hour.
  • the hot rolling step [step 3] is performed immediately after the homogenization heat treatment, and is cooled immediately after the plate thickness is set to a predetermined value (for example, 10 mm).
  • ⁇ Surface cutting [process 4]> In the face-cutting step [step 4], a face-cutting of a predetermined thickness (for example, about 1 mm to 2 mm) is performed from the surface of the hot-rolled plate to remove the oxide layer.
  • a predetermined thickness for example, about 1 mm to 2 mm
  • first cold rolling step [step 5] cold rolling is performed to, for example, 0.25 mm to 1 mm.
  • the temperature is maintained at 500 to 700 ° C. for 1 to 240 minutes.
  • the mixture is cooled to room temperature.
  • a Si compound having an average size of 50 nm or more and 120 nm or less and containing Si is contained in the matrix of the first cold-rolled sheet obtained by the first cold rolling [step 5] by the first temporary heat treatment [step 6]. , Precipitated and formed.
  • the average size of the precipitated Si compound becomes less than 50 nm, and homogenization by solidification and diffusion of Ni, Co and Si progresses in the solution heat treatment [step 7], and the second aging heat treatment [ In step 9], a Si compound having a narrow diffusion layer is likely to be produced, and the average thickness of the diffusion layer of the produced copper alloy plate becomes thin. Further, when the temperature exceeds 700 ° C., the average size of the Si compound becomes larger than 120 nm, the unsolidified Si compound in the solution heat treatment [step 7] increases, and the aging strength decreases.
  • Patent Document 3 does not pay attention to controlling the diffusion layer by the precipitation state before the solution heat treatment, and in the pre-annealing before the solution heat treatment, pays attention to the softening of the material and heat-treats for a short time. It is considered that an appropriate precipitation state cannot be created because of the heat treatment, and a precipitation state having a diffusion layer cannot be created.
  • the cross section including the rolling parallel direction and the plate thickness direction is observed by TEM (Transmission Electron Microscope), and each Si compound observed from the obtained bright field image connects two outer edges.
  • the Si compound precipitated and formed in the matrix of the first cold-rolled plate obtained by the first cold rolling [step 5] by the first temporary heat treatment [step 6] is subjected to the solution heat treatment [step 7]. Since it undergoes the second aging heat treatment [step 8] and the like, the average size and the like are often different from those of the Si compound contained in the finally produced copper alloy plate material.
  • the temperature is raised from room temperature, held at an ultimate temperature of 750 to 980 ° C. for 0.10 to 10 seconds, and then cooled.
  • the solution heat treatment [step 7] dissolves the second phase particles (Si compound) produced by the first temporary effect heat treatment [step 6], but if the temperature is lower than 750 ° C., the solid dissolution does not proceed. Since it becomes difficult to form the diffusion layer in the second aging heat treatment [step 9], the average thickness of the diffusion layer becomes thin.
  • the holding time is longer than 10 seconds, the solid solution atom is diffused and homogenized, and the diffusion layer precipitated and formed in the second aging heat treatment [step 8] becomes thin. If it is less than 0.10 seconds, the diffusion layer becomes thick.
  • the holding time is preferably 1 to 5 seconds, more preferably 1 to 2 seconds.
  • the temperature rising rate is preferably 30 ° C./sec or more. If it is less than 30 ° C./sec, precipitates may grow during the temperature rise and the average thickness of the diffusion layer may become thin.
  • the upper limit of the temperature rising rate is preferably 200 ° C./sec or less from the viewpoint of controlling the ultimate temperature.
  • the cooling rate is preferably 50 ° C./sec or higher. If it is less than 50 ° C./sec, cooling from a high temperature may generate coarse precipitates and reduce the average thickness of the diffusion layer.
  • the second aging heat treatment [step 8] is performed after the solution heat treatment [step 7].
  • the second aging heat treatment [step 8] it is preferable to adopt a condition of holding the heat treatment at a temperature of 450 to 500 ° C. for about 3 to 5 hours, for example.
  • additional cold rolling [step 11] may be further performed between the solution heat treatment [step 7] and the second aging heat treatment [step 8].
  • additional cold rolling [step 11] for example, cold rolling with a rolling processing ratio of about 80% or less is performed to make the thickness about 0.1 mm to 0.4 mm.
  • the rolling processing ratio (%) is a value obtained by (plate thickness before rolling (mm) -plate thickness after rolling (mm)) / plate thickness before rolling (mm) ⁇ 100.
  • the temper annealing [10] is a step for reducing the anisotropy of mechanical properties including elongation. For example, heat treatment is performed in a salt bath at a temperature of about 400 ° C. for about 15 seconds to 1 minute. conduct.
  • the copper alloy plate material of the present invention is extremely useful as a material for forming contact parts such as connectors.
  • Examples 1 to 23 and Comparative Examples 1 to 8) The alloy components shown in Tables 1 and 2 were melted in an atmosphere in a high-frequency melting furnace and cast by a mold to obtain ingots having a thickness of 30 mm, a width of 100 mm and a length of 150 mm (melting casting). [Step 1]). Next, after homogenization [step 2] at 1000 ° C. for 1 hour in the atmosphere, hot rolling [step 3] was carried out, and the hot-rolled plate having a thickness of 10 mm was immediately cooled. Next, 1 mm was surface-cut from the surface in the face-cutting [step 4] to remove the oxide film, and then the thickness was 0.4 mm in the first cold rolling [step 5].
  • the heat treatment was performed at the temperatures and times shown in Tables 3 and 4 under an argon atmosphere, and then the mixture was cooled to room temperature.
  • the Si compound was precipitated in the matrix of the first cold-rolled sheet obtained by the first cold rolling [step 5] by the first temporary heat treatment [step 6]. ..
  • the solution heat treatment [step 7] the temperature was raised from room temperature, the heat treatment was performed at the reached temperature and the holding time shown in Tables 3 and 4, and the mixture was immediately cooled with water.
  • the thickness was made 0.1 to 0.38 mm by additional cold rolling [step 11]. In Example 17, the additional cold rolling [step 11] was not performed.
  • step 8 the heat treatment was performed at the temperatures and times shown in Tables 3 and 4 under an argon atmosphere.
  • step 9 the thickness was 0.09 to 0.36 mm.
  • step 10 heat treatment was performed at 400 ° C. for 30 seconds in a salt bath. From the above, a copper alloy plate material was produced.
  • the average size of the Si compound formed by the first temporary heat treatment [Step 6], the average thickness of the diffusion layer, the tensile strength at 25 ° C. and 100 ° C., and the conductivity were determined by the following methods. The results are shown in Tables 1 to 4.
  • the Si compound precipitated and formed by the first temporary heat treatment [step 6] is subjected to the following method.
  • the average size of the Si compound was determined.
  • a square region having a rolling parallel direction dimension and a plate thickness dimension of 100 ⁇ m was observed by TEM in a cross section including the rolling parallel direction and the plate thickness direction.
  • the average value of the longest straight line and the shortest straight line connecting the two outer edges was defined as the average size of the Si compound.
  • Needle-shaped sample was obtained. In the copper alloy plate material, sampling was performed at 5 points at equal intervals in the direction perpendicular to the rolling direction to obtain 5 needle-shaped samples.
  • 3D atom probe electric field ion microscope As a three-dimensional atom probe electric field ion microscope (3DAP device), EIKOS-X manufactured by CAMECA was used. The sample was cooled to 50 K and measured. The wavelength of the irradiated laser was 532 nm, and the energy of the laser pulse was 20 nJ. The voltage applied to the needle was 1 to 5 kV. In each needle-shaped sample, three Si compounds were selected and observed from the parent phase to the Si compound.
  • the thickness of the diffusion layer was determined using a proxygram.
  • IVAS which is the software of the three-dimensional atom probe provided by CAMECA.
  • Examples 1 to 3, 10 and Comparative Example 4 containing only Ni among Ni and Co were proxy grams based on an equal concentration surface having a Ni concentration of 5 at%.
  • Examples 7 to 9 and 13 containing only Co among Ni and Co were used as proxy grams based on an equal concentration surface having a Co concentration of 5 at%.
  • Examples 4 to 6, 11, 12, 14 to 23 and Comparative Examples 1 to 3, 5 to 11 containing both Ni and Co were proxy grams based on an equal concentration surface having a Co concentration of 5 at%.
  • the length in the horizontal axis direction of the region where the Cu concentration is 20 at% or more and 90 at% or less is determined as the thickness of the diffusion layer.
  • the average value of the thickness of the diffusion layer was calculated by averaging the thicknesses of a total of 15 diffusion layers obtained for 3 Si compounds in each of the 5 needle-shaped samples.
  • the tensile strength of the copper alloy plate was measured by performing a tensile test in the atmosphere at room temperature (25 ° C.) and high temperature (100 ° C.) based on JIS Z 2241: 2011 using a JIS 13B test piece.
  • the conductivity of the copper alloy plate material was calculated by measuring the specific resistance by the 4-terminal method in a constant temperature bath kept at 20 ° C. ( ⁇ 0.5 ° C.) with the distance between terminals set to 100 mm.
  • Comparative Example 1 in which the solution heat treatment temperature is low and Comparative Example 2 in which the solution heat treatment temperature is high, the average thickness of the diffusion layer is less than 0.5 nm, and the difference in tensile strength between 25 ° C and 100 ° C is large. , The tensile strength at 100 ° C. was low.
  • Comparative Example 3 in which the holding time of the solution heat treatment was long, the average thickness of the diffusion layer was less than 0.5 nm, and the difference in tensile strength between 25 ° C. and 100 ° C. was large.
  • Comparative Example 4 in which the total amount of Ni and Co was small, the tensile strength at 100 ° C. was low.
  • Comparative Example 5 having a low (Ni + Co) / Si ratio had a low conductivity.
  • Comparative Example 6 having a high (Ni + Co) / Si ratio had a low conductivity.
  • Comparative Example 7 in which the first-time treatment time is long and the average size of the Si compound precipitated and formed by the first-time treatment is large the average thickness of the diffusion layer is less than 0.5 nm, and the tensile strength between 25 ° C and 100 ° C is reached. The difference in strength was large, and the tensile strength at 100 ° C. was low.
  • Comparative Example 8 in which the temperature of the first-time treatment was low and the average size of the Si compound precipitated and formed by the first-time treatment was small, the average thickness of the diffusion layer was 0.5 nm, probably because homogenization was advanced by the solution treatment. It became less than, and the difference in tensile strength between 25 ° C. and 100 ° C. was large. Comparative Example 9 having a large total amount of Ni and Co and Comparative Example 10 having a large amount of Si had low conductivity. In Comparative Example 11 in which the holding time of the solution heat treatment was short, the average thickness of the diffusion layer was more than 5.0 nm, and the conductivity was low.

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Abstract

温度上昇に伴う強度低下が抑制され、高温での強度が高く、且つ導電性に優れる銅合金板材等を提供する。　Ｎｉ及びＣｏの少なくとも一方を合計０．５質量％以上５．０質量％以下、並びに、Ｓｉを０．１０質量％以上１．５０質量％以下含有し、且つ、Ｓｉ含有量に対するＮｉ及びＣｏの合計含有量の質量比（Ｎｉ＋Ｃｏ）／Ｓｉが２．００以上６．００以下であり、残部が銅及び不可避不純物からなる合金組成を有する銅合金板材であって、母相中に、Ｎｉ及びＣｏの少なくとも一方とＳｉとを含有するＳｉ化合物を含み、Ｓｉ化合物と母相との境界領域に、３次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡により観察され、Ｎｉ及びＣｏの少なくとも一方とＣｕとＳｉとを含む拡散層を有し、拡散層の平均厚さが０．５ｎｍ以上５．０ｎｍ以下である。

Description

銅合金板材、銅合金板材の製造方法及び接点部品
　本発明は、銅合金板材、銅合金板材の製造方法及び接点部品に関する。
　スマートフォン、タブレット、ノートＰＣ、アクションカメラ等の電気・電子機器、自動車、産業機器や、ロボット等の部品、例えば、コネクタ等の接点部品には、銅合金板材が使用されている。
　このような銅合金板材として、例えば、特許文献１には、Ｃｕ－Ｆｅ－Ｐ系合金において、３次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡により測定されるＦｅやＰの原子間距離を短くし、且つＣｕ、Ｆｅ、Ｐの集合体密度を高くすることにより、強度と、製造時の熱処理における耐熱性とに優れた銅合金板材とする技術が開示されている。
　また、特許文献２には、Ｃｕ－Ｎｉ－Ｓｎ－Ｐ系合金において、３次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡により測定されるＮｉやＰの原子間距離を短くし、且つＣｕ、Ｎｉ、Ｐの集合体密度を高くすることにより、耐応力緩和特性に優れた銅合金板材とする技術が開示されている。
　また、特許文献３には、Ｃｕ－Ｎｉ－Ｃｏ－Ｓｉ系合金において、成分組成、ばね限界値及び結晶方位制御により、導電性、耐応力緩和特性及び成形加工性を向上させる銅合金板材とする技術が開示されている。
特開２００９－２６３６９０号公報 特開２００９－１７９８６４号公報 特開２０１６－５３２２０号公報
　ここで、近年、高速通信化、高速給電化、センサー数の増加等に伴い、内部回路が高電流化し、発熱量も増加している。上記電気・電子機器、自動車、産業機器、ロボット等は、発熱した状態で一定時間の連続使用がされるため、その部品は高温で使用される場合がある。特にコネクタ等のばね電気接点部品は、高速通信中や高速充電中に端子が高温になりやすい。このような部品は、高温環境下で継続使用されると、新品時の常温（例えば２５℃）での強度と比べて低下し、嵌合による応力で材料が破断してしまう等の問題が生じるおそれがある。これを防ぐために、温度上昇に伴う強度低下が抑制され、高温（例えば１００℃）での強度が高いことが望まれる。
　一方、上記部品には、導電性に優れることが求められている。
　しかしながら、特許文献１～３等の従来の技術では、温度上昇に伴う強度低下が抑制され高温での強度が高く且つ導電性に優れる銅合金板材は得難い。なお、特許文献１～３では、高温での使用時における強度については、なんら着目されていない。
　本発明は、以上の実情に鑑みてなされたものであり、温度上昇に伴う強度低下が抑制され、高温での強度が高く、且つ導電性に優れる銅合金板材、銅合金板材の製造方法及び銅合金板材を用いた接点部品を提供することを目的とする。
　本発明者らは、鋭意検討を重ねた結果、銅合金板材が、Ｎｉ及びＣｏの少なくとも一方を合計０．５質量％以上５．０質量％以下、並びに、Ｓｉを０．１０質量％以上１．５質量％以下含有し、且つ、Ｓｉ含有量に対するＮｉ及びＣｏの合計含有量の質量比（Ｎｉ＋Ｃｏ）／Ｓｉが２．０以上６．０以下であり、残部が銅及び不可避不純物からなる合金組成を有する銅合金板材であって、母相中に、Ｎｉ及びＣｏの少なくとも一方とＳｉとを含有するＳｉ化合物を含み、Ｓｉ化合物と母相との境界領域に、３次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡により観察され、Ｎｉ及びＣｏの少なくとも一方とＣｕとＳｉとを含む拡散層を有し、拡散層の平均厚さが０．５ｎｍ以上５．０ｎｍ以下であることによって、温度上昇に伴う強度低下が抑制され、高温での強度が高く、且つ導電性に優れること、及びそのような銅合金板材は、上記銅合金板材の合金組成と同様の合金組成を有する銅合金素材に、溶解鋳造［工程１］、均質化［工程２］、熱間圧延［工程３］、面削［工程４］、第一冷間圧延［工程５］、第一時効熱処理［工程６］、溶体化熱処理［工程７］、第二時効熱処理［工程８］、第二冷間圧延［工程９］、及び調質焼鈍［１０］をこの順に施し、前記第一時効熱処理［工程６］では、温度５００～７００℃で１～２４０分保持し、前記溶体化熱処理［工程７］では、前記第一時効熱処理［工程６］後に、室温から昇温し、到達温度７５０～９８０℃で０．１０～１０秒保持した後に冷却する製造方法により製造できることを見出し、かかる知見に基づき本発明を完成するに至った。
　すなわち、本発明の要旨構成は以下のとおりである。
　（１）Ｎｉ及びＣｏの少なくとも一方を合計０．５質量％以上５．０質量％以下、
並びに、Ｓｉを０．１０質量％以上１．５０質量％以下含有し、
且つ、Ｓｉ含有量に対するＮｉ及びＣｏの合計含有量の質量比（Ｎｉ＋Ｃｏ）／Ｓｉが２．００以上６．００以下であり、
残部が銅及び不可避不純物からなる合金組成を有する銅合金板材であって、
　母相中に、Ｎｉ及びＣｏの少なくとも一方とＳｉとを含有するＳｉ化合物を含み、
　前記Ｓｉ化合物と前記母相との境界領域に、３次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡により観察され、Ｎｉ及びＣｏの少なくとも一方とＣｕとＳｉとを含む拡散層を有し、
　前記拡散層の平均厚さが０．５ｎｍ以上５．０ｎｍ以下である、銅合金板材。
　（２）前記合金組成は、Ｎｉ及びＣｏのうちＣｏのみを含有し、Ｃｏ含有量が０．５質量％以上５．０質量％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、Ｎｉ及びＣｏのうちＮｉのみを含有し、Ｎｉ含有量が０．５質量％以上５．０質量％以下である、上記（１）に記載の銅合金板材。
　（４）前記合金組成は、Ｎｉ及びＣｏの双方を含有し、Ｎｉ含有量が０．５質量％以上４．５質量％以下であり、Ｃｏ含有量が０．４質量％以上２．５質量％以下である、上記（１）に記載の銅合金板材。
　（５）前記合金組成は、さらにＭｇ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｐ、Ｃｒ、Ｚｒ及びＦｅからなる群から選択される少なくとも１種を合計で０．１質量％以上１．０質量％以下含有する、上記（１）～（４）のいずれか１項に記載の銅合金板材。
　（６）上記（１）～（５）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、
　前記銅合金板材の前記合金組成と同様の合金組成を有する銅合金素材に、溶解鋳造［工程１］、均質化［工程２］、熱間圧延［工程３］、面削［工程４］、第一冷間圧延［工程５］、第一時効熱処理［工程６］、溶体化熱処理［工程７］、第二時効熱処理［工程８］、第二冷間圧延［工程９］、及び調質焼鈍［１０］をこの順に施し、前記第一時効熱処理［工程６］では、温度５００～７００℃で１～２４０分保持し、
　前記溶体化熱処理［工程７］では、前記第一時効熱処理［工程６］後に、室温から昇温し、到達温度７５０～９８０℃で０．１０～１０秒保持した後に冷却することを特徴とする銅合金板材の製造方法。
　（７）上記（１）～（５）のいずれか１項に記載の銅合金板材を用いて形成された接点部品。
　本発明の銅合金板材は、温度上昇に伴う強度低下が抑制され、高温での強度が高く、且つ導電性に優れる。このため、高温で使用され得る、電気・電子機器、自動車、産業機器や、ロボットにおけるコネクタ等の接点部品用の銅合金板材として、好適である。
図１は、３次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡による観察例を示す図である。
（１）銅合金板材
　以下、本発明の銅合金板材の好ましい実施形態について、詳細に説明する。
　本発明に従う銅合金板材は、Ｎｉ及びＣｏの少なくとも一方を合計０．５質量％以上５．０質量％以下、並びに、Ｓｉを０．１０質量％以上１．５０質量％以下含有し、且つ、Ｓｉ含有量に対するＮｉ及びＣｏの合計含有量の質量比（Ｎｉ＋Ｃｏ）／Ｓｉが２．００以上６．００以下であり、残部が銅及び不可避不純物からなる合金組成を有する銅合金板材であって、母相中に、Ｎｉ及びＣｏの少なくとも一方とＳｉとを含有するＳｉ化合物を含み、Ｓｉ化合物と母相との境界領域に、３次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡により観察され、Ｎｉ及びＣｏの少なくとも一方とＣｕとＳｉとを含む拡散層を有し、拡散層の平均厚さが０．５ｎｍ以上５．０ｎｍ以下であることを特徴とするものである。
　以下、本発明の銅合金板材の合金組成、銅合金板材が含むＳｉ化合物及び拡散層の限定理由について説明する。
＜銅合金板材の合金組成＞
［Ｎｉ及びＣｏ成分］
　本発明の銅合金板材は、Ｎｉ及びＣｏの少なくとも一方を合計０．５質量％以上５．０質量％以下含有する。Ｎｉ及びＣｏの合計が０．５質量％未満の場合、強度が低下し、５．０質量％より高い場合、導電率が低下する。Ｎｉ及びＣｏの含有量の合計は、強度の観点から０．８質量％以上が好ましく、また、導電率の観点から４．０質量％以下が好ましい。Ｎｉ及びＣｏの含有量の合計は、より好ましくは、１．０質量％以上３．５質量％以下である。
　Ｎｉ及びＣｏのうちＣｏのみを含有する場合、Ｃｏ含有量が０．５質量％以上５．０質量％以下であることが好ましい。
　また、Ｎｉ及びＣｏのうちＮｉのみを含有する場合、Ｎｉ含有量が０．５質量％以上５．０質量％以下であることが好ましい。
　また、Ｎｉ及びＣｏの双方を含有する場合、Ｎｉ含有量が０．５質量％以上４．５質量％以下であり、Ｃｏ含有量が０．４質量％以上２．５質量％以下であることが好ましい。
　なお、Ｃｏを０．４質量％以上含有することで、Ｎｉのみの場合より導電率を高める効果があるが、２．０質量％を超えると逆に導電率が低下する場合があるため、Ｃｏを含有する場合、Ｃｏ含有量は０．５質量％以上２．０質量％以下であることが好ましい。
［Ｓｉ成分］
　本発明の銅合金板材は、Ｓｉを０．１０質量％以上１．５０質量％以下含有する。Ｓｉの含有量が０．１０質量％未満の場合、強度が低下する。また、１．５０質量％より高い場合は、導電率が低下し、鋳塊に粗大な晶出物が発生しやすく、溶体化熱処理後に未固溶のまま残存し、曲げ加工時のクラックの起点にもなりやすい。Ｓｉの含有量は、導電率の観点から１．２５質量％以下であることが好ましく、１．１０質量％以下であることがより好ましい。
［（Ｎｉ＋Ｃｏ）／Ｓｉ比］
　本発明の銅合金板材は、Ｓｉ含有量に対するＮｉ及びＣｏの合計含有量の質量比、すなわち、（Ｎｉ＋Ｃｏ）／Ｓｉ比が、２．００以上６．００以下である。（Ｎｉ＋Ｃｏ）／Ｓｉ比が２．００未満の場合、ＳｉがＮｉ及びＣｏに対し過剰に存在し、時効熱処理時に母相中のＳｉの残存量が増加し、導電率が低下する。（Ｎｉ＋Ｃｏ）／Ｓｉ比が６．００より高い場合、逆にＮｉやＣｏの残存量が増加し、導電率が低下する。導電率の観点から、好ましくは３．００～５．００、より好ましくは３．３０～４．７０である。
［任意添加成分］
　本発明の銅合金板材は、さらにＭｇ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｐ、Ｃｒ、Ｚｒ及びＦｅからなる群から選択される少なくとも１種を、合計で０．１質量％以上１．０質量％以下含有していてもよい。
（Ｍｇ）
　Ｍｇは、高温での強度を向上させる効果がある一方で、導電率を低下させる傾向があるため、Ｍｇの含有量は、０．１質量以上０．３質量％であることが好ましい。
（Ｓｎ）
　Ｓｎは、高温での強度を向上させる効果がある一方で、導電率を低下させる傾向があるため、Ｓｎの含有量は、０．１質量％以上０．３質量％以下であることが好ましい。
（Ｚｎ）
　Ｚｎは、Ｓｎめっき性やマイグレーション特性を改善する効果があるが、導電率を低下させる傾向があるため、Ｚｎの含有量は、０．１質量％以上０．５質量％以下であることが好ましい。
（Ｐ）
　Ｐは、粒界上のＳｉ化合物の析出を抑制し、強度を上昇させる効果があるが、導電率を低下させる傾向があるため、Ｐの含有量は、０．１質量％以上０．３質量％以下であることが好ましい。
（Ｃｒ）
　Ｃｒは、溶体化熱処理時に結晶粒の粗大化を抑制する効果があるが、鋳造時に粗大な晶出物を生じやすく、クラックの起点を作りやすい傾向があるため、Ｃｒの含有量は、０．１質量％以上０．３質量％以下であることが好ましい。
（Ｚｒ）
　Ｚｒは、溶体化熱処理時に結晶粒の粗大化を抑制する効果があるが、鋳造時に粗大な晶出物を生じやすく、クラックの起点を作りやすい傾向があるため、Ｚｒの含有量は、０．１質量％以上０．２質量％であることが好ましい。
（Ｆｅ）
　Ｆｅは、溶体化熱処理時に結晶粒の粗大化を抑制する効果があるが、鋳造時に粗大な晶出物を生じやすく、クラックの起点を作りやすいため、Ｆｅの含有量は、０．１質量％以上０．２質量％以下であることが好ましい。
〔残部：銅及び不可避不純物〕
　上述した必須含有成分及び任意添加成分以外は、残部がＣｕ（銅）及び不可避不純物からなる。なお、ここでいう「不可避不純物」とは、おおむね銅系製品において、原料中に存在するものや、製造工程において不可避的に混入するもので、本来は不要なものであるが、微量であり、銅系製品の特性に影響を及ぼさないため許容されている不純物である。不可避不純物として挙げられる成分としては、例えば、硫黄（Ｓ）、酸素（Ｏ）等の非金属元素やアルミニウム（Ａｌ）やアンチモン（Ｓｂ）等の金属元素が挙げられる。なお、これらの成分含有量の上限は、上記成分毎に０．０５質量％、上記成分の総量で０．２０質量％とすればよい。
＜Ｓｉ化合物＞
　本発明の銅合金板材は、母相中にＳｉ化合物を含む。
　Ｓｉ化合物とは、Ｎｉ及びＣｏの少なくとも一方とＳｉとを含有する化合物である。Ｓｉ化合物は、Ｎｉ、Ｃｏ及びＳｉの他に、銅合金板材が含有するその他の元素を含んでいてもよく、例えばＣｕ、Ｍｇ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｐ、Ｃｒ、ＺｒやＦｅを含んでいてもよい。
　Ｓｉ化合物は、銅合金板材の製造時に析出することで形成される、析出物である。Ｓｉ化合物は、例えば、第一時効熱処理［工程６］において析出形成され、その後、溶体化熱処理［工程７］及び第二時効熱処理［工程８］等を経て、最終的に製造される銅合金板材に含まれる。
＜拡散層＞
　本発明の銅合金板材は、Ｓｉ化合物と母相との境界領域に、３次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡により観察され、Ｎｉ及びＣｏの少なくとも一方とＣｕとＳｉとを含む拡散層を有する。そして、拡散層の平均厚さは、０．５ｎｍ以上５．０ｎｍ以下である。拡散層は、銅合金板材について、３次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡で観察され、具体的には、Ｃｕの濃度が２０ａｔ％以上９０ａｔ％以下である領域と定義する。３次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡についての詳細は、後述する。
　本発明者らは、上記合金組成を有し、且つ、Ｓｉ化合物と母相との境界領域に３次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡により観察される拡散層の平均厚さを０．５ｎｍ以上５ｎｍ以下にすることにより、温度上昇に伴う強度低下が抑制され、高温での強度が高く、且つ導電性に優れる銅合金板材となることを見出した。
　電気・電子機器、自動車、産業機器、ロボット等の使用温度、具体的には室温（例えば２５℃）から高温（例えば１００℃）の範囲における強度の変化に対して、銅合金の相変態の影響はほとんど無視でき、当該強度の変化は、熱活性化現象である転位の移動度に影響されるものと考えられる。そのため、温度上昇に伴う強度低下を抑制し、高温での強度を高くするためには、固溶元素や析出物等の第二相粒子を増加させることで、転位移動を阻害することが有効であると考えられる。一方で、単純に、固溶原子や第二相量を増加するために、溶質元素の添加量を増加させると、導電率が低下するという問題が生じる。そのため、本発明者らは、温度上昇に伴う強度低下を抑制し、高温での強度を高くし、且つ導電率を良好にするためには、添加元素量を増加させない方法が必要であると考え、析出物であるＳｉ化合物と母相との界面に所定の厚さの拡散層を形成することで、温度上昇に伴う強度低下が抑制され、高温での強度が高く、且つ導電性に優れる銅合金板材になることを見出した。なお、当該銅合金板材は、高温での強度が高いため、室温での強度も高い。
　拡散層は、Ｎｉ原子やＣｏ原子と、Ｓｉ原子がＣｕ母相に局所的に高濃度に存在する状態であり、この拡散層が転位の移動を抑制する。このことが、温度上昇に伴う強度低下が抑制され、高温での強度が高く、且つ導電性が優れる銅合金板材になる理由の一因と推測される。
　拡散層の平均厚さは、０．５ｎｍ以上５．０ｎｍ以下であることが必要である。拡散層の厚さが０．５ｎｍより小さい場合は、温度上昇に伴い強度が大きく低下したり、高温での強度が低くなる。また、拡散層の厚さが５．０ｎｍより大きい場合は、固溶量が増加し、導電率が低下する。拡散層の厚さは、好ましくは１．０ｎｍ以上４．０ｎｍ以下であり、さらに好ましくは２．０ｎｍ以上３．０ｎｍ以下である。
（３次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡）
　３次元アトムプローブ法（３ＤＡＰ法）は、金属や半導体中のナノ析出物やクラスターを３次元で組成分析できる分析手法である。原理は、以下のとおりである。
　先端が１００ｎｍ程度の針状試料を作製し、３ＤＡＰ装置（３次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡）に搬入した後、高電圧をパルス印加し、試料の先端から１原子ずつ電界蒸発させる。また、針の先端に特定波長のパルスレーザーを照射し、電界蒸発を補助することにより、試料破壊の確率の低減、質量分解能の改善、半導体や絶縁物の測定が可能となる。パルス電圧とレーザー照射により電界蒸発させたイオンの飛行時間と位置測定を２次元位置検出器で検出し、各イオンの２次元座標位置を測定する。針の先で蒸発した時点から検出器に到達するまでの時間を計測することによって、飛行時間型質量分析としての解析も可能であるので、到達したイオン種を特定できる。レーザー照射を繰り返し行い、イオンの２次元座標位置の情報と、試料の深さ方向の情報が得られるので、針の先端形状を考慮したデータ解析を行うことにより、３次元の組成情報を得ることが可能である。
　３ＤＡＰ装置としては、例えば、ＣＡＭＥＣＡ社製のＥＩＫＯＳ－Ｘを用いることができる。
　拡散層の厚さは、母相からＳｉ化合物にわたって観察し、得られる銅合金板材の各成分（Ｃｕ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｏ等）の濃度プロファイルである、プロキシグラムを用いて求める。第二相であるＳｉ化合物と母相との境界領域に凹凸がある場合、境界領域を横断して一次元の濃度プロファイルを作成すると、凹凸の影響が重畳し、正確な拡散層を定義することができない。このため、特定の元素の等濃度面を基準とするプロキシグラムを用いる。プロキシグラムとは、特定の元素の等濃度面を基準として、その面に対し垂直な方向に濃度を計算した一次元の濃度プロファイルである。プロキシグラムの計算には、ＣＡＭＥＣＡ社が提供する３次元アトムプローブのソフトウェアであるＩＶＡＳを用いることができる。例えば、図１は、Ｎｉ濃度が５ａｔ％の等濃度面を基準としたプロキシグラムである。図１は、合金組成が、Ｎｉ：２．３質量％、Ｓｉ：０．５５質量％残部がＣｕである銅合金板材の、３次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡による観察例である。このプロキシグラムから、本発明の銅合金板材において、Ｓｉ化合物と母相の界面では、Ｃｏ、Ｎｉや，Ｃｕ等が拡散していることが分かる。
　プロキシグラムにおいて、図１に示すように、Ｃｕの濃度が２０ａｔ％以上９０ａｔ％以下である領域が拡散層であり、拡散層の厚さは、Ｃｕの濃度が２０ａｔ％以上９０ａｔ％以下の領域の、横軸（distance）方向の長さである。
　拡散層の平均厚さは、銅合金板材において、圧延方向に垂直な方向に、均等な間隔をあけた５箇所でサンプリングし、各サンプル（試料）について測定されたプロキシグラムから得られた拡散層の厚さの平均値である。
　本発明の銅合金板材は、上述のとおり、温度上昇に伴う強度低下が抑制され、高温での強度が高く、且つ導電率に優れる。このため、本発明の銅合金板材を用いて形成される、電気・電子機器、自動車、産業機器、ロボット等の部品は、強度及び導電性について信頼性が高い。例えば、使用温度が室温から高温までの場合であっても、強度変化が少なく、一定以上の強度を発揮し、且つ、導電性にも優れるため、信頼性が高い部品となる。特に、高速通信中や高速充電中に端子が高温になりやすいコネクタ等のばね電気接点部品であっても、本発明の銅合金板材を用いることにより、信頼性の高いものとなる。
　銅合金板材の１００℃における引張強さは、例えば５００ＭＰａ以上である。銅合金板材の１００℃における引張強さは、６００ＭＰａ以上や６９０ＭＰａ以上とすることもできる。
　また、本発明の銅合金板材は、高温での強度が高いため、室温での強度も高い。銅合金板材の２５℃における引張強さは、例えば５００ＭＰａ以上であり、通常５０５ＭＰａ以上である。
　本発明の銅合金板材は、温度上昇に伴う強度低下が抑制され、室温における強度と高温における強度との差、例えば２５℃における引張強さと１００℃における引張強さとの差は、１００ＭＰａ以下であり、７０ＭＰａ以下、５５ＭＰａ以下や３５ＭＰａ以下とすることもできる。
　例えば、銅合金板材の２５℃における引張強さが５００ＭＰａ以上６００ＭＰａ未満の場合、２５℃における引張強さと１００℃における引張強さとの差は、１００ＭＰａ以下であり、好ましくは７０ＭＰａ以下であり、より好ましくは５５ＭＰａ以下である。
　銅合金板材の２５℃における引張強さが６００ＭＰａ以上７００ＭＰａ未満の場合、２５℃における引張強さと１００℃における引張強さとの差は、１００ＭＰａ以下であり、好ましくは７０ＭＰａ以下であり、より好ましくは５５ＭＰａ以下である。
　銅合金板材の２５℃における引張強さが７００ＭＰａ以上８００ＭＰａ未満の場合、２５℃における引張強さと１００℃における引張強さとの差は、１００ＭＰａ以下であり、好ましくは９０ＭＰａ以下であり、より好ましくは７０ＭＰａ以下であり、さらに好ましくは５５ＭＰａ以下であり、特に好ましくは３５ＭＰａである。
　銅合金板材の２５℃における引張強さが８００ＭＰａ以上９００ＭＰａ未満の場合、２５℃における引張強さと１００℃における引張強さとの差は、１００ＭＰａ以下であり、好ましくは９５ＭＰａ以下であり、より好ましくは５５ＭＰａ以下である。
　本明細書における銅合金板材の引張強さは、例えば、ＪＩＳ　１３Ｂ号試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に基づき測定することができる。
　本発明の銅合金板材の導電率は、例えば、４５％ＩＡＣＳ以上であり、５０％ＩＡＣＳ以上や５５％ＩＡＣＳ以上とすることもできる。
　本明細書における銅合金板材の導電率は、例えば、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。
　なお、本発明の銅合金板材は、コネクタ等に必要な基本的な曲げ加工性にも優れている。一方、特許文献１や特許文献２では、強度と導電率を高めるため、母相への固溶が少なく、強度は６０％以上の冷間加工による転位強化に大きく依存している。このため、特許文献１や特許文献２の銅合金板は、コネクタに必要な基本的な曲げ加工性が犠牲になっていることが推測される。
　拡散層は、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ及びＳｉの他に、銅合金板材が含有するその他の元素を含んでいてもよく、例えば、Ｍｇ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｐ、Ｃｒ、ＺｒやＦｅを含んでいてもよい。
（２）銅合金板材の製造方法
　以上のような本発明の一実施形態による銅合金板材の製造方法を詳しく説明する。この製造方法は、上記銅合金板材の合金組成と同様の合金組成を有する銅合金素材に、溶解鋳造［工程１］、均質化［工程２］、熱間圧延［工程３］、面削［工程４］、第一冷間圧延［工程５］、第一時効熱処理［工程６］、溶体化熱処理［工程７］、第二時効熱処理［工程８］、第二冷間圧延［工程９］、及び調質焼鈍［１０］をこの順に施し、第一時効熱処理［工程６］では、温度５００～７００℃で１～２４０分保持し、溶体化熱処理［工程７］では、第一時効熱処理［工程６］後に、室温から昇温し、到達温度７５０～９８０℃で０．１０～１０秒保持した後に冷却することを特徴としている。以下、各工程について説明する。
＜溶解鋳造［工程１］＞
　溶解鋳造工程［工程１］では、大気下で高周波溶解炉により合金成分を溶解し、これを鋳造することによって所定形状（例えば厚さ３０ｍｍ、幅１００ｍｍ、長さ１５０ｍｍ）の鋳塊を製造する。
＜均質化［工程２］＞
　均質化工程［工程２］では、大気中や、不活性ガス雰囲気中で、例えば所定温度（例えば１０００℃）で１時間程度加熱し均質化熱処理を施す。
＜熱間圧延［工程３］＞
　熱間圧延工程［工程３］は、均質化熱処理の直後に施し、所定の板厚（例えば１０ｍｍ）とした直後に冷却する。
＜面削［工程４］＞
　面削工程［工程４］では、熱延板の表面から所定の厚さ（例えば１ｍｍ～２ｍｍ程度）の面削を行い、酸化層を除去する。
＜第一冷間圧延［工程５］＞
　第一冷間圧延工程［工程５］では、例えば０．２５ｍｍ～１ｍｍまで冷間圧延を施す。
＜第一時効熱処理［工程６］＞
　第一時効熱処理［工程６］では、温度５００～７００℃で１～２４０分保持する。温度５００～７００℃で１～２４０分保持した後、室温まで冷却する。
　第一時効熱処理［工程６］により、第一冷間圧延［工程５］で得られた第一冷延板の母相中に、平均サイズが５０ｎｍ以上１２０ｎｍ以下であり、Ｓｉを含むＳｉ化合物が、析出形成される。温度が５００℃未満であると、析出するＳｉ化合物の平均サイズが５０ｎｍ未満となり、溶体化熱処理［工程７］でＮｉ、Ｃｏ、Ｓｉの固溶や拡散による均質化が進み、第二時効熱処理［工程９］で拡散層が狭いＳｉ化合物が生成しやすく、製造される銅合金板材の拡散層の平均厚さが薄くなる。また、温度が７００℃超であるとＳｉ化合物の平均サイズが１２０ｎｍより大きくなり、溶体化熱処理［工程７］での未固溶のＳｉ化合物が増加し、時効強度が低下する。適切な条件で第一時効熱処理［工程６］に次いで溶体化熱処理［工程７］を行うことで、溶体熱処理［工程７］により一度Ｓｉ化合物が固溶しても、第二時効熱処理［工程９］時に拡散の広い析出状態を形成し、温度上昇に伴う強度低下が抑制でき室温強度と高温強度の差を小さくすることが可能となったと考えられる。一方、従来、例えば特許文献３では、溶体化熱処理前の析出状態により拡散層を制御することに注目しておらず、溶体化熱処理前の予備焼鈍では材料の軟化に着目し短時間の熱処理を行っているため適切な析出状態を作ることはできず、拡散層を有する析出状態を作りだすことはできないと考えられる。
　Ｓｉ化合物の平均サイズは、圧延平行方向と板厚方向を含む断面を、ＴＥＭ（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）により観察し、得られた明視野像から観測される各Ｓｉ化合物について、２箇所の外縁を結ぶ最も長い直線と最も短い直線の平均値である。
　なお、第一時効熱処理［工程６］により、第一冷間圧延［工程５］で得られた第一冷延板の母相中に析出形成されるＳｉ化合物は、溶体化熱処理［工程７］及び第二時効熱処理［工程８］等を経るため、最終的に製造される銅合金板材が含むＳｉ化合物とは平均サイズ等が異なる場合が多い。
＜溶体化熱処理［工程７］＞
　溶体化熱処理［工程７］では、第一時効熱処理［工程６］後に、室温から昇温し、到達温度７５０～９８０℃で０．１０～１０秒保持した後、冷却する。
　溶体化熱処理［工程７］により、第一時効熱処理［工程６］までに生成している第二相粒子（Ｓｉ化合物）を固溶させるが、温度が７５０℃より低いと固溶が進まず、第二時効熱処理［工程９］で拡散層を形成しづらくなるため拡散層の平均厚さが薄くなる。温度が９８０℃より高い場合、拡散による均一化が進み、同じく拡散層が形成しづらくなるため拡散層の平均厚さが薄くなる。また、保持時間が１０秒より長い場合、固溶原子が拡散、均質化され、第二時効熱処理［工程８］で析出形成される拡散層が薄くなる。０．１０秒未満の場合、拡散層が厚くなる。保持時間は、好ましくは、１～５秒であり、さらに好ましくは、１～２秒である。
　溶体化熱処理［工程７］において、昇温速度は３０℃／秒以上であることが好ましい。３０℃／秒未満の場合、昇温中に析出物が成長し、拡散層の平均厚さが薄くなる場合がある。昇温速度の上限は、到達温度の制御の観点から、２００℃／秒以下であることが好ましい。また、冷却速度は５０℃／秒以上であることが好ましい。５０℃／秒未満の場合、高温からの冷却により粗大な析出物が生成し、拡散層の平均厚さが薄くなる場合がある。
＜第二時効熱処理［工程８］＞
　第二時効熱処理［工程８］は、溶体化熱処理［工程７］の後に行う。
　第二時効熱処理［工程８］としては、例えば温度４５０～５００℃で３～５時間程度保持する条件を採用することが好ましい。
　なお、溶体化熱処理［工程７］と第二時効熱処理［工程８］の間で、必要に応じて、追加の冷間圧延［工程１１］をさらに行ってもよい。
　追加の冷間圧延［工程１１］では、例えば、８０％以下の程度の圧延加工率の冷間圧延を施し、厚さを０．１ｍｍ～０．４ｍｍ程度にする。圧延加工率（％）は、（圧延前の板厚（ｍｍ）－圧延後の板厚（ｍｍ））／圧延前の板厚（ｍｍ）×１００で求められる値である。
＜第二冷間圧延［工程９］＞
　第二冷間圧延［工程９］では、例えば厚さ０．０９～０．３６ｍｍ程度まで冷間圧延を施す。
＜調質焼鈍［１０］＞
　調質焼鈍［１０］は、伸びを含めて機械的特性の異方性を低減するための工程であり、例えば、塩浴中で、４００℃程度の温度で１５秒～１分程度の熱処理を行う。
　本発明の銅合金板材は、コネクタ等の接点部品の形成材として極めて有用である。
　以上、本発明の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、本発明の概念及び特許請求の範囲に含まれるあらゆる態様を含み、本発明の範囲内で種々に改変することができる。
　次に、本発明の効果をさらに明確にするために、実施例及び比較例について説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
　（実施例１～２３及び比較例１～８）
　大気下で高周波溶解炉により、表１及び表２に示す合金成分を溶解し、これを金型モールドで鋳造して、厚さ３０ｍｍ、幅１００ｍｍ、長さ１５０ｍｍの鋳塊を得た（溶解鋳造［工程１］）。次に、大気中、１０００℃、１時間の均質化［工程２］を行った後、熱間圧延［工程３］を実施し、厚さ１０ｍｍの熱延板とした直後に冷却した。次いで、面削［工程４］で、表面から１ｍｍを面削し、酸化膜を除去した後、第一冷間圧延［工程５］で、厚さ０．４ｍｍにした。次に、第一時効熱処理［工程６］で、表３及び表４に示す温度と時間で、アルゴン雰囲気下で、熱処理を行った後、室温まで冷却した。いずれの実施例及び比較例とも、第一時効熱処理［工程６］により、第一冷間圧延［工程５］で得られた第一冷延板の母相中に、Ｓｉ化合物が析出していた。
　次に、溶体化熱処理［工程７］で、室温から昇温し、表３及び表４に示す到達温度及び保持時間で熱処理し、直ちに水冷した。次に、追加の冷間圧延［工程１１］で、厚さ０．１～０．３８ｍｍにした。なお、実施例１７では、追加の冷間圧延［工程１１］は行わなかった。次に、第二時効熱処理［工程８］で、表３及び表４に示す温度と時間で、アルゴン雰囲気下で、熱処理を行った。次に、第二冷間圧延［工程９］で、厚さ０．０９～０．３６ｍｍとした。最後に、調質焼鈍［工程１０］で、塩浴中で、４００℃で３０秒の熱処理を行った。以上により、銅合金板材を作製した。
　以下の方法により、第一時効熱処理［工程６］により形成されたＳｉ化合物の平均サイズ、拡散層の平均厚さ、２５℃及び１００℃での引張強さ、導電率を求めた。結果を表１～表４に示す。
［Ｓｉ化合物の平均サイズ］
　第一時効熱処理［工程６］により、析出形成されたＳｉ化合物について、以下の方法で、
Ｓｉ化合物の平均サイズを求めた。
　第一時効熱処理［工程６］で室温まで冷却した銅合金板材について、圧延平行方向と板厚方向を含む断面において、１００μｍの圧延平行方向寸法と板厚寸法となる四角形の領域をＴＥＭ観察し、得られた明視野像から観測される各Ｓｉ化合物について、２箇所の外縁を結ぶ最も長い直線と最も短い直線の平均値を、Ｓｉ化合物の平均サイズとした。
［拡散層の平均厚さ］
（試料の作製）
　３次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡による観察のための針状の試料の作製は、ＦＩＢ（Ｆｏｃｕｓｅｄ　Ｉｏｎ　Ｂｅａｍ）を用いた。ＦＩＢによる針状の試料の作製は、ＦＥＩ社のＨｅｌｉｏｓＧ４を用いた。
　銅合金板材からリフトアウト法により、数μｍの小さな試料を抜き出した後、試料を支持台に接着させた。次に、円環状の加工領域に加速電圧が３０ｋＶのＧａイオンビームを照射し、針の形状に形成した。３０ｋＶのＧａイオンビームで試料を削ると、照射面に数１０ｎｍのダメージ層が形成されてしまうため、最後に低加速である５ｋＶのＧａイオンビームにより、このダメージ層を除去することで、２００ｎｍ程度の針状の試料を得た。
　銅合金板材において、圧延方向に垂直な方向に、均等な間隔をあけた５箇所でサンプリングし、上記針状の試料を５個得た。
（３次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡の条件）
　３次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡（３ＤＡＰ装置）として、ＣＡＭＥＣＡ社製のＥＩＫＯＳ－Ｘを用いた。試料は５０Ｋに冷却して測定した。照射したレーザーの波長は５３２ｎｍであり、レーザーパルスのエネルギーは２０ｎＪとした。また、針に印加させる電圧は、１～５ｋＶとした。
　各針状試料において、Ｓｉ化合物を３個選択し、それぞれ母相からＳｉ化合物にわたって観察した。
（拡散層の平均厚さの算出）
　拡散層の厚さは、プロキシグラムを用いて求めた。プロキシグラムの計算には、ＣＡＭＥＣＡ社が提供する３次元アトムプローブのソフトウェアであるＩＶＡＳを用いた。
　Ｎｉ及びＣｏのうちＮｉのみを含む実施例１～３、１０及び比較例４は、Ｎｉ濃度が５ａｔ％の等濃度面を基準としたプロキシグラムとした。また、Ｎｉ及びＣｏのうちＣｏのみを含む実施例７～９、１３は、Ｃｏ濃度が５ａｔ％の等濃度面を基準としたプロキシグラムとした。Ｎｉ及びＣｏの双方を含む実施例４～６、１１、１２、１４～２３及び比較例１～３、５～１１は、Ｃｏ濃度が５ａｔ％の等濃度面を基準としたプロキシグラムとした。
　このプロキシグラムにおいて、Ｃｕの濃度が２０ａｔ％以上９０ａｔ％以下の領域の、横軸方向の長さを、拡散層の厚さとして求めた。各針状試料５個におけるＳｉ化合物３個に関して求められた合計１５個の拡散層の厚さを平均することで、拡散層の厚さの平均値を算出した。
［引張強さ］
　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、室温（２５℃）及び高温（１００℃）の大気下で引張試験を行うことによって測定した。
［導電率］
　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した。
［評価］
　１００℃における引張強さが５００ＭＰａ以上、２５℃における引張強さと１００℃における引張強さとの差が１００ＭＰａ以下、且つ導電率が４５％ＩＡＣＳ以上のものを合格とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表１～４の結果から、実施例１～２３の銅合金板材はいずれも、合金組成が本発明の範囲内であり、且つ、Ｓｉ化合物と母相との境界領域に３次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡により観察される拡散層の平均厚さが０．５ｎｍ以上５．０ｎｍ以下であるため、２５℃と１００℃での引張強度差が１００ＭＰａ以下と小さく、１００℃での引張強度が５００ＭＰａ以上と高く、且つ導電性が４５％ＩＡＣＳ以上と高かった。
　一方、溶体化熱処理温度が低い比較例１や、溶体化熱処理温度が高い比較例２は、拡散層の平均厚さが０．５ｎｍ未満であり、２５℃と１００℃との引張強度差が大きく、１００℃での引張強度が低かった。溶体化熱処理の保持時間が長い比較例３は、拡散層の平均厚さが０．５ｎｍ未満であり、２５℃と１００℃との引張強度差が大きかった。Ｎｉ及びＣｏの合計量が少ない比較例４は、１００℃での引張強度が低かった。（Ｎｉ＋Ｃｏ）／Ｓｉ比が低い比較例５は、導電率が低かった。（Ｎｉ＋Ｃｏ）／Ｓｉ比が高い比較例６は、導電率が低かった。第一時効処理時間が長く、第一時効処理で析出形成したＳｉ化合物の平均サイズが大きい比較例７は、拡散層の平均厚さが０．５ｎｍ未満であり、２５℃と１００℃との引張強度差が大きく、１００℃での引張強度が低かった。第一時効処理温度が低く、第一時効処理で析出形成したＳｉ化合物の平均サイズが小さい比較例８は、溶体化処理で均質化が進んだためか、拡散層の平均厚さが０．５ｎｍ未満になり、２５℃と１００℃との引張強度差が大きかった。Ｎｉ及びＣｏの合計量が多い比較例９や、Ｓｉ量が多い比較例１０は、導電率が低かった。溶体化熱処理の保持時間が短い比較例１１は、拡散層の平均厚さが５．０ｎｍ超であり、導電率が低かった。

Claims (7)

  1. 　Ｎｉ及びＣｏの少なくとも一方を合計０．５質量％以上５．０質量％以下、
    並びに、Ｓｉを０．１０質量％以上１．５０質量％以下含有し、
    且つ、Ｓｉ含有量に対するＮｉ及びＣｏの合計含有量の質量比（Ｎｉ＋Ｃｏ）／Ｓｉが２．００以上６．００以下であり、
    残部が銅及び不可避不純物からなる合金組成を有する銅合金板材であって、
    　母相中に、Ｎｉ及びＣｏの少なくとも一方とＳｉとを含有するＳｉ化合物を含み、
    　前記Ｓｉ化合物と前記母相との境界領域に、３次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡により観察され、Ｎｉ及びＣｏの少なくとも一方とＣｕとＳｉとを含む拡散層を有し、
    　前記拡散層の平均厚さが０．５ｎｍ以上５．０ｎｍ以下である、銅合金板材。
  2. 　前記合金組成は、Ｎｉ及びＣｏのうちＣｏのみを含有し、
    Ｃｏ含有量が０．５質量％以上５．０質量％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、Ｎｉ及びＣｏのうちＮｉのみを含有し、
    Ｎｉ含有量が０．５質量％以上５．０質量％以下である、請求項１に記載の銅合金板材。
  4. 　前記合金組成は、Ｎｉ及びＣｏの双方を含有し、
    Ｎｉ含有量が０．５質量％以上４．５質量％以下であり、
    Ｃｏ含有量が０．４質量％以上２．５質量％以下である、請求項１に記載の銅合金板材。
  5. 　前記合金組成は、さらにＭｇ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｐ、Ｃｒ、Ｚｒ及びＦｅからなる群から選択される少なくとも１種を合計で０．１質量％以上１．０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. 　請求項１～５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、
    　前記銅合金板材の前記合金組成と同様の合金組成を有する銅合金素材に、溶解鋳造［工程１］、均質化［工程２］、熱間圧延［工程３］、面削［工程４］、第一冷間圧延［工程５］、第一時効熱処理［工程６］、溶体化熱処理［工程７］、第二時効熱処理［工程８］、第二冷間圧延［工程９］、及び調質焼鈍［１０］をこの順に施し、
    　前記第一時効熱処理［工程６］では、温度５００～７００℃で１～２４０分保持し、
    　前記溶体化熱処理［工程７］では、前記第一時効熱処理［工程６］後に、室温から昇温し、
    到達温度７５０～９８０℃で０．１０～１０秒保持した後に冷却することを特徴とする銅合金板材の製造方法。
  7. 　請求項１～５のいずれか１項に記載の銅合金板材を用いて形成された接点部品。
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