発明が解決しようとする課題[発明の詳細な説明]から抜粋

しかしながら、前述の従来技術には、以下に示すような問題点がある。特許文献１においては、銅合金材料から銅合金材を製造する際に、鋳塊を熱間圧延して板材に加工し、その後、冷間圧延により所定の板厚に調整しており、その際、冷間圧延工程の途中で、板材に中間焼鈍を施している。よって、中間焼鈍中に、Ｆｅ−Ｐ及びＭｇ−Ｐ等の燐化物が生成される。しかし、特許文献１の銅合金は、Ｐの含有量に対してＦｅ及びＭｇの含有量が多い。よって、焼鈍後においても、Ｃｕ母相中に固溶したＦｅ及びＭｇにより、導電率が低下しやすい。また、特許文献１の銅合金は、固溶元素であるＳｎ及びＺｎの添加量も多い。よって、焼鈍処理による固溶元素の析出によって耐応力緩和特性を高めた場合においても、固溶元素がＣｕ母相中に残存して導電率が低下しやすいという問題点がある。近時、車載用電装部品等の例えばバスバー及び端子等の材料に要求されている導電率としては、特許文献１に開示された導電率は、特性不足である。 特許文献２においては、Ｆｅ、Ｐ及びＭｇの添加量を最適化することにより、高導電率を維持し、耐応力緩和特性も向上させることが記載されているが、特許文献２の銅合金材は、Ｃｕ母相中に固溶する元素の添加量が少なく、焼鈍工程における固溶元素の再結晶・析出が期待できず、圧延工程において析出硬化による強度向上が期待できない。よって、近時の電気電子部品用の部材に要求されている強度を達成しようとすれば、例えば、必要な曲げ加工性を確保できない虞がある。即ち、特許文献１及び２のＣｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金では、近時の車載用電装部品等の材料に要求されている導電率、機械的特性及び耐応力緩和特性を達成することは難しい。 特許文献３には、Ｃｕマトリクス中に微細なＣｒ、Ｔｉ及びＳｉの析出物が均質に析出すると記載されているものの、その製造条件から推定すると、Ｃｒ−Ｔｉ及びＣｒ−Ｓｉの析出物は、放冷中及び冷間圧延後の焼鈍工程において、不均一な大きさで生成されると考えられる。また、特許文献３の銅合金は、添加するＮｉ及びＦｅ量が多く、多量のＮｉにより導電率を高くできても、応力緩和率が大きくなり、耐応力緩和特性が要求される端子等の電気電子部品用材としては不適であり、多量のＦｅの添加により、析出物が粗大となり、析出硬化による強度の向上が得られない。更に、析出物は前記焼鈍工程で生成するが、その後最終圧延工程を受けるため、この圧延により導入される転位により曲げ加工性及び耐応力緩和特性が低下する。 特許文献４においては、冷間圧延後に銅合金板に焼鈍を施しており、必要に応じて、冷間圧延の途中でも中間焼鈍を施している。そして、この焼鈍温度は、３５０乃至５００℃（ベル型加熱炉の場合）又は４５０乃至６００℃（連続炉の場合）と低い。よって、特許文献４の製造方法によれば、銅合金中の各成分は、焼鈍温度が低いことにより再結晶し、製造された銅合金材は再結晶組織を有すると考えられる。また、特許文献４に開示された焼鈍温度では、Ｃｕ母相中のＣｒ、Ｔｉ及びＳｉは、析出により固溶量が減少してしまう。よって、導電率は増加するが、耐応力緩和特性は低下してしまう。このため、耐応力緩和特性が必要な例えば自動車用端子材料としては不適である。また、特許文献４の銅合金板は、析出成分及び固溶成分による強度の向上が十分に得られない。 特許文献５においては、合金中に存在する粒径が１μｍ以上の析出物及び介在物の個数と粒径とを相互に関係式で規定しているが、この関係式によると、数百μｍ程度に粗大化した析出物が１以上存在することになり、また、１０μｍ以下の析出物及び介在物が多量に存在することを許容していることから、銅合金材の曲げ加工性及び耐応力緩和特性についての検討が十分でない。更に、特許文献５の実施例から推定すると、２回目の加工率に対し２回目の時効温度が低いため、時効後も圧延による転位が残存し、曲げ加工性及び耐応力緩和特性が更に低下する。 本発明はかかる問題点に鑑みてなされたものであって、高強度、高導電率及び優れた耐応力緩和特性を有する電気電子部品用銅合金材を提供することを目的とする。

課題を解決するための手段[発明の詳細な説明]から抜粋

本願発明に係る電気電子部品用銅合金材は、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｓｉ、Ｏ及びＨの含有量が適正化され、金属組織の平均結晶粒径並びに化合物の粒径及び個数密度が適正化されているので、高強度、高導電率及び優れた耐応力緩和特性を得ることができる。