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特許7525322Ｃｕ－Ｎｉ－Ｃｏ－Ｓｉ系銅合金板材、その製造方法および導電ばね部材
(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】特許公報(B2)
(11)【特許番号】
(24)【登録日】2024-07-22
(45)【発行日】2024-07-30
(54)【発明の名称】Ｃｕ－Ｎｉ－Ｃｏ－Ｓｉ系銅合金板材、その製造方法および導電ばね部材
(51)【国際特許分類】
C22C 9/06 20060101AFI20240723BHJP
C22C 9/10 20060101ALI20240723BHJP
C22F 1/08 20060101ALI20240723BHJP
H01B 1/02 20060101ALI20240723BHJP
C22F 1/00 20060101ALN20240723BHJP
【ＦＩ】
C22C9/06
C22C9/10
C22F1/08 B
C22F1/08 P
C22F1/08 Q
H01B1/02 C
C22F1/00 602
C22F1/00 623
C22F1/00 630A
C22F1/00 630F
C22F1/00 630G
C22F1/00 661A
C22F1/00 681
C22F1/00 683
C22F1/00 684B
C22F1/00 685Z
C22F1/00 686A
C22F1/00 691A
C22F1/00 691B
C22F1/00 691C
C22F1/00 692A
C22F1/00 692B
C22F1/00 694A
【請求項の数】
5
(21)【出願番号】P 2020128592
(22)【出願日】2020-07-29
(65)【公開番号】P2022025645
(43)【公開日】2022-02-10
【審査請求日】2023-05-30
(73)【特許権者】
【識別番号】506365131
【氏名又は名称】ＤＯＷＡメタルテック株式会社
(74)【代理人】
【識別番号】100129470
【弁理士】
【氏名又は名称】小松 高
(72)【発明者】
【氏名】依藤 洋
(72)【発明者】
【氏名】兵藤 宏
(72)【発明者】
【氏名】渡辺 宏治
(72)【発明者】
【氏名】菅原 章
【審査官】山本 佳
(56)【参考文献】
【文献】国際公開第２０１０／０６４５４７（ＷＯ，Ａ１）
【文献】特開２０１７－０４３７８９（ＪＰ，Ａ）
【文献】国際公開第２００９／１２３１５９（ＷＯ，Ａ１）
【文献】国際公開第２００９／１０４６１５（ＷＯ，Ａ１）
【文献】特開２０１０－００７１７４（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２００８－０７５１５１（ＪＰ，Ａ）
【文献】国際公開第２０１８／１７４０８１（ＷＯ，Ａ１）
【文献】国際公開第２０２０／２０９４８５（ＷＯ，Ａ１）
【文献】特開２００９－１７９８６４（ＪＰ，Ａ）
【文献】国際公開第２０１４／１９６５６３（ＷＯ，Ａ１）
(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)
Ｃ２２Ｃ ９／００ － ９／１０
Ｃ２２Ｆ １／０８
Ｃ２２Ｆ １／００
(57)【特許請求の範囲】
【請求項1】
質量％で、ＮｉとＣｏの合計：１.００～６.００％、Ｓｉ：０.３０～１.４０％、Ａｇ：０～０.３０％、Ａｌ：０～１.００％、Ｂ：０～０.２０％、Ｂｅ：０～０.１５％、Ｃｒ：０～０.５０％、Ｆｅ：０～１.００％、Ｍｇ：０～０.５０％、Ｍｎ：０～１.００％、Ｐ：０～０.２０％、Ｓ：０～０.２０％、Ｓｎ：０～１.００％、Ｔｉ：０～０.５０％、Ｚｎ：０～１.００％、Ｚｒ：０～０.３０％、残部Ｃｕおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、３次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡により観測される下記（Ａ）に規定の溶質原子のクラスタを１.０×１０２３個／ｍ３以上の個数密度で含む銅合金板材。（Ａ）Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｉの１種以上の原子を含み、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｉの原子を「原子Ｘ」と総称するとき、互いに最も近接する原子Ｘ同士の原子中心間距離が０.４０ｎｍ以下に保たれており、それらの原子Ｘの合計数が１０～４００個の範囲にあるクラスタ。
【請求項2】
圧延平行方向の引張強さが７５０ＭＰａ以上である請求項１に記載の銅合金板材。
【請求項3】
長手方向が圧延平行方向のＪＩＳ ５号引張試験片を用いたひずみ速度１×１０－５（／ｓ）での引張試験による公称応力－公称ひずみ曲線において、０.２％耐力に達してから破断するまでの間に、応力が下降に転じたのち再度上昇に転じるまでの応力下降幅が１.０ＭＰａ以上となる応力下降部を１０箇所以上有するセレーションが観測される、請求項１または２に記載の銅合金板材。
【請求項4】
質量％で、ＮｉとＣｏの合計：１.００～６.００％、Ｓｉ：０.３０～１.４０％、Ａｇ：０～０.３０％、Ａｌ：０～１.００％、Ｂ：０～０.２０％、Ｂｅ：０～０.１５％、Ｃｒ：０～０.５０％、Ｆｅ：０～１.００％、Ｍｇ：０～０.５０％、Ｍｎ：０～１.００％、Ｐ：０～０.２０％、Ｓ：０～０.２０％、Ｓｎ：０～１.００％、Ｔｉ：０～０.５０％、Ｚｎ：０～１.００％、Ｚｒ：０～０.３０％、残部Ｃｕおよび不可避的不純物からなる化学組成を有する銅合金の中間製品板材から、溶体化処理、時効処理、仕上冷間圧延、低温焼鈍を上記の順に含む工程により、３次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡により観測される下記（Ａ）に規定の溶質原子のクラスタを１.０×１０
２３
個／ｍ
３
以上の個数密度で含む板材を製造するに際し、溶体化処理は、５００℃から８００℃までの平均昇温速度が１０～１５０℃／ｓとなるように昇温し、８００～１０５０℃で１０～６００秒保持し、８００℃から５００℃までの平均冷却速度が５０～２００℃／ｓとなるように冷却する条件で行い、
時効処理は、２００～４００℃で４～１０時間保持した後、４２５～５５０℃で１～１０時間保持する２段階の条件で行い、
仕上冷間圧延は、圧延率を５％以上とする条件で行い、
低温焼鈍は、１５０℃から３００℃までの平均昇温速度が１０～１５０℃／ｓとなるように昇温し、３００～５００℃で１０～３００秒保持し、３００℃から１５０℃までの平均冷却速度が３０～１５０℃／ｓとなるように冷却する条件で行う、
銅合金板材の製造方法。
（Ａ）Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｉの１種以上の原子を含み、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｉの原子を「原子Ｘ」と総称するとき、互いに最も近接する原子Ｘ同士の原子中心間距離が０.４０ｎｍ以下に保たれており、それらの原子Ｘの合計数が１０～４００個の範囲にあるクラスタ。
【請求項5】
請求項１～３のいずれか１項に記載の銅合金板材を材料に用いた導電ばね部材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、耐久性に優れる高強度Ｃｕ－Ｎｉ－Ｃｏ－Ｓｉ系銅合金板材およびその製造方法に関する。また、前記Ｃｕ－Ｎｉ－Ｃｏ－Ｓｉ系銅合金板材を用いた導電ばね部材に関する。なお、本明細書で言う「Ｃｕ－Ｎｉ－Ｃｏ－Ｓｉ系銅合金」には、Ｎｉ、Ｃｏのうち、Ｎｉのみを含有する「Ｃｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金」およびＣｏのみを含有する「Ｃｕ－Ｃｏ－Ｓｉ系銅合金」が含まれる。
【背景技術】
【0002】
Ｃｕ－Ｎｉ－Ｃｏ－Ｓｉ系銅合金は、銅合金の中でも強度と導電性のバランスが比較的良好であり、コネクタ等の導電ばね部材に有用である。近年、電子機器の小型化・軽量化に伴いコネクタ材の薄肉化が進んでおり、それらの素材となる銅合金板材には良好な導電性と高い強度が求められる。一方、コネクタ等の導電ばね部材の信頼性を向上させるには、「耐疲労特性」や「耐へたり性」といった耐久性の改善が重要となる。耐疲労特性については、従来、繰り返し応力の付与回数が１０７回での疲労強度によって評価されることが一般的であった。しかし、車載用の導電ばね部材では一層の信頼性向上のために、１０７回での疲労強度が高いだけでなく、１０８回においても疲労強度が高く維持される性能が望まれるようになってきた。Ｃｕ－Ｎｉ－Ｃｏ－Ｓｉ系銅合金の板材では、従来、このようなハイレベルの耐久性ニーズに応えることはできなかった。また、耐へたり性については、曲げ加工部を有する実装部品に近い形状の試験片を用いて性能を評価することも重要である。
【0003】
特許文献１には（２２０）面の半価幅を制御することによって強度、曲げ加工性および高サイクルでの疲労強度を改良したＣｕ－Ｎｉ－Ｃｏ－Ｓｉ系銅合金板材が記載されている。その疲労強度は１０７回で評価されている。特許文献２にはＣｕｂｅ方位の割合を適正化する手法を利用して曲げ加工性、強度、導電性、応力緩和特性を改善したＣｕ－Ｎｉ－Ｃｏ－Ｓｉ系銅合金板材が記載されている。特許文献３には溶体化処理での冷却速度を制御する手法を利用して高強度化を図ったＣｕ－Ｎｉ－Ｃｏ－Ｓｉ系銅合金板材が記載されている。特許文献４には析出物のサイズ、個数密度を制御することにより耐へたり性を改善したＣｕ－Ｎｉ－Ｃｏ－Ｓｉ系銅合金板材が記載されている。しかし、これらの文献に記載の製造工程では１０８回での疲労強度を高く維持することは困難であり、厳しい条件での耐久性に関しては更なる信頼性向上が望まれる。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0004】
【文献】特開２０１２－２２４８９８公報
【文献】特開２０１２－２４６５４９号公報
【文献】特開２０１５－１８７３０８号公報
【文献】国際公開第２０１０／０６４５４７号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0005】
本発明は、両振り式疲労試験で評価される１０８回での疲労強度と、曲げ加工部を有する実装部品に近い形状の試験片を用いて評価される耐へたり性が顕著に改善された、耐久性に優れる高強度Ｃｕ－Ｎｉ－Ｃｏ－Ｓｉ系銅合金板材を提供すること、およびそれを用いた導電ばね部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】
【0006】
Ｃｕ－Ｎｉ－Ｃｏ－Ｓｉ系銅合金の高強度化には、粒子径５～１０ｎｍ程度の微細な（Ｎｉ,Ｃｏ）－Ｓｉ系析出物による析出強化機構を利用することが一般的である。発明者らは、この析出強化機構を利用しながら、溶質原子の集合体であるクラスタが分散した組織状態とすることにより、上記の耐久性を顕著に向上させることが可能になることを見出した。そのような組織状態は、一部の析出物が擬似固溶したと考えられる組織を経由して溶質原子をクラスタ化するという技術思想に基づき、低温と高温の２段階の時効処理、冷間圧延および低温焼鈍を組み合わせた工程により実現できる。
本明細書では、上記目的を達成するために、以下の発明を開示する。
本明細書では、上記目的を達成するために、以下の発明を開示する。
【0007】
［１］質量％で、ＮｉとＣｏの合計：１.００～６.００％、Ｓｉ：０.３０～１.４０％、Ａｇ：０～０.３０％、Ａｌ：０～１.００％、Ｂ：０～０.２０％、Ｂｅ：０～０.１５％、Ｃｒ：０～０.５０％、Ｆｅ：０～１.００％、Ｍｇ：０～０.５０％、Ｍｎ：０～１.００％、Ｐ：０～０.２０％、Ｓ：０～０.２０％、Ｓｎ：０～１.００％、Ｔｉ：０～０.５０％、Ｚｎ：０～１.００％、Ｚｒ：０～０.３０％、残部Ｃｕおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、３次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡により観測される下記（Ａ）に規定の溶質原子のクラスタ（集合体）を１.０×１０２３個／ｍ３以上の個数密度で含む銅合金板材。
（Ａ）Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｉの１種以上の原子を含み、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｉの原子を「原子Ｘ」と総称するとき、互いに最も近接する原子Ｘ同士の原子中心間距離が０.４０ｎｍ以下に保たれており、それらの原子Ｘの合計数が１０～４００個の範囲にあるクラスタ。
［２］圧延平行方向の引張強さが７５０ＭＰａ以上である上記［１］に記載の銅合金板材。
［３］長手方向が圧延平行方向のＪＩＳ ５号引張試験片を用いたひずみ速度１×１０－５（／ｓ）での引張試験による公称応力－公称ひずみ曲線において、０.２％耐力に達してから破断するまでの間に、応力が下降に転じたのち再度上昇に転じるまでの応力下降幅が１.０ＭＰａ以上となる応力下降部を１０箇所以上有するセレーションが観測される、上記［１］または［２］に記載の銅合金板材。
［４］質量％で、ＮｉとＣｏの合計：１.００～６.００％、Ｓｉ：０.３０～１.４０％、Ａｇ：０～０.３０％、Ａｌ：０～１.００％、Ｂ：０～０.２０％、Ｂｅ：０～０.１５％、Ｃｒ：０～０.５０％、Ｆｅ：０～１.００％、Ｍｇ：０～０.５０％、Ｍｎ：０～１.００％、Ｐ：０～０.２０％、Ｓ：０～０.２０％、Ｓｎ：０～１.００％、Ｔｉ：０～０.５０％、Ｚｎ：０～１.００％、Ｚｒ：０～０.３０％、残部Ｃｕおよび不可避的不純物からなる化学組成を有する銅合金の中間製品板材から、溶体化処理、時効処理、仕上冷間圧延、低温焼鈍を上記の順に含む工程により板材を製造するに際し、
溶体化処理は、５００℃から８００℃までの平均昇温速度が１０～１５０℃／ｓとなるように昇温し、８００～１０５０℃で１０～６００秒保持し、８００℃から５００℃までの平均冷却速度が５０～２００℃／ｓとなるように冷却する条件で行い、
時効処理は、２００～４００℃で４～１０時間保持した後、４２５～５５０℃で１～１０時間保持する２段階の条件で行い、
仕上冷間圧延は、圧延率を５％以上とする条件で行い、
低温焼鈍は、１５０℃から３００℃までの平均昇温速度が１０～１５０℃／ｓとなるように昇温し、３００～５００℃で１０～３００秒保持し、３００℃から１５０℃までの平均冷却速度が３０～１５０℃／ｓとなるように冷却する条件で行う、
銅合金板材の製造方法。
上記において、溶体化処理後、時効処理前に、必要に応じて冷間圧延を施してもよい。
［５］上記［１］～［３］のいずれかに記載の銅合金板材を材料に用いた導電ばね部材。
（Ａ）Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｉの１種以上の原子を含み、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｉの原子を「原子Ｘ」と総称するとき、互いに最も近接する原子Ｘ同士の原子中心間距離が０.４０ｎｍ以下に保たれており、それらの原子Ｘの合計数が１０～４００個の範囲にあるクラスタ。
［２］圧延平行方向の引張強さが７５０ＭＰａ以上である上記［１］に記載の銅合金板材。
［３］長手方向が圧延平行方向のＪＩＳ ５号引張試験片を用いたひずみ速度１×１０－５（／ｓ）での引張試験による公称応力－公称ひずみ曲線において、０.２％耐力に達してから破断するまでの間に、応力が下降に転じたのち再度上昇に転じるまでの応力下降幅が１.０ＭＰａ以上となる応力下降部を１０箇所以上有するセレーションが観測される、上記［１］または［２］に記載の銅合金板材。
［４］質量％で、ＮｉとＣｏの合計：１.００～６.００％、Ｓｉ：０.３０～１.４０％、Ａｇ：０～０.３０％、Ａｌ：０～１.００％、Ｂ：０～０.２０％、Ｂｅ：０～０.１５％、Ｃｒ：０～０.５０％、Ｆｅ：０～１.００％、Ｍｇ：０～０.５０％、Ｍｎ：０～１.００％、Ｐ：０～０.２０％、Ｓ：０～０.２０％、Ｓｎ：０～１.００％、Ｔｉ：０～０.５０％、Ｚｎ：０～１.００％、Ｚｒ：０～０.３０％、残部Ｃｕおよび不可避的不純物からなる化学組成を有する銅合金の中間製品板材から、溶体化処理、時効処理、仕上冷間圧延、低温焼鈍を上記の順に含む工程により板材を製造するに際し、
溶体化処理は、５００℃から８００℃までの平均昇温速度が１０～１５０℃／ｓとなるように昇温し、８００～１０５０℃で１０～６００秒保持し、８００℃から５００℃までの平均冷却速度が５０～２００℃／ｓとなるように冷却する条件で行い、
時効処理は、２００～４００℃で４～１０時間保持した後、４２５～５５０℃で１～１０時間保持する２段階の条件で行い、
仕上冷間圧延は、圧延率を５％以上とする条件で行い、
低温焼鈍は、１５０℃から３００℃までの平均昇温速度が１０～１５０℃／ｓとなるように昇温し、３００～５００℃で１０～３００秒保持し、３００℃から１５０℃までの平均冷却速度が３０～１５０℃／ｓとなるように冷却する条件で行う、
銅合金板材の製造方法。
上記において、溶体化処理後、時効処理前に、必要に応じて冷間圧延を施してもよい。
［５］上記［１］～［３］のいずれかに記載の銅合金板材を材料に用いた導電ばね部材。
【発明の効果】
【0008】
本発明によれば、Ｃｕ－Ｎｉ－Ｃｏ－Ｓｉ系銅合金の高強度板材において、耐疲労特性および耐へたり性の顕著な改善が実現できた。
【図面の簡単な説明】
【0009】
【図1】本発明例Ｎｏ.５について、圧延方向の引張試験による公称応力－公称ひずみ曲線の一部を例示した図。
【図2】耐へたり性試験片（コネクタ部品であるジャック）の形状および荷重付与位置を示した試験片断面図。
【発明を実施するための形態】
【0010】
［化学組成］
以下、合金成分に関する「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味する。
以下、合金成分に関する「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味する。
【0011】
Ｎｉ、Ｃｏは、Ｎｉ－Ｃｏ－Ｓｉ系、Ｎｉ－Ｓｉ系またはＣｏ－Ｓｉ系の析出物を形成する。本明細書では、これらの組成系の析出物をまとめて「（Ｎｉ,Ｃｏ）－Ｓｉ系析出物」と記載する。（Ｎｉ,Ｃｏ）－Ｓｉ系析出物のなかでも、粒子径（長径）が５～１０ｎｍ程度の微細なものは、強度と導電性の向上に大きく寄与する。本発明では、（Ｎｉ,Ｃｏ）－Ｓｉ系析出物による析出強化を利用するとともに、溶質原子であるＮｉ、Ｃｏ、Ｓｉ原子のクラスタを形成させることにより材料の耐久性を向上させる。それらの効果を十分に発揮させるためにはＮｉとＣｏの合計含有量を１.００％以上とする必要があり、２.００％以上とすることがより好ましい。Ｎｉ含有量については０～４.００％の範囲とすることがより好ましく、１.００～４.００％の範囲とすることが更に好ましい。Ｃｏ含有量については０～３.５０％の範囲とすることがより好ましく、０.５～３.５％の範囲とすることが更に好ましい。一方、ＮｉとＣｏの合計含有量が過剰であると導電率が低下するとともに、製造が困難になりコストが高くなる。ＮｉとＣｏの合計含有量は６.００％以下に制限され、５.００％以下に管理してもよい。
【0012】
Ｓｉは、Ｎｉ、Ｃｏとともに、（Ｎｉ,Ｃｏ）－Ｓｉ系析出物の形成および溶質原子クラスタの形成をもたらす。これらの効果を十分に発揮させるためには０.３％以上のＳｉ含有量を必要とする。０.４％以上のＳｉ含有量を確保することがより好ましい。Ｓｉが過剰であると粗大な析出物が生成しやすく、熱間圧延時に割れやすい。Ｓｉ含有量は１.５０％以下に制限される。１.２０％以下に管理してもよい。
【0013】
その他の元素として、必要に応じてＡｇ、Ａｌ、Ｂ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｚｎ、Ｚｒ等を含有させることができる。これらの元素の含有量範囲は、Ａｇ：０～０.３０％、Ａｌ：０～１.００％、Ｂ：０～０.２０％、Ｂｅ：０～０.１５％、Ｃｒ：０～０.５０％、Ｆｅ：０～１.００％、Ｍｇ：０～０.５０％、Ｍｎ：０～１.００％、Ｐ：０～０.２０％、Ｓ：０～０.２０％、Ｓｎ：０～１.００％、Ｔｉ：０～０.５０％、Ｚｎ：０～１.００％、Ｚｒ：０～０.３０％とすることができる。
【0014】
Ａｇ、Ａｌ、Ｂ、Ｂｅ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｚｎ、Ｚｒの１種または２種以上を含有させる場合は、それらの合計含有量を０.０１％以上とすることがより効果的である。ただし、多量に含有させると、熱間または冷間加工性に悪影響を与え、かつコスト的にも不利となる。これら任意添加元素の総量は１.０％以下、あるいは０.５％以下とすることがより望ましい。
【0015】
［クラスタの個数密度］
本発明の銅合金板材は、３次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡により観測される下記（Ａ）に規定の溶質原子のクラスタ（集合体）を１.０×１０２３個／ｍ３以上の個数密度で含んでいることに組織上の特徴がある。
（Ａ）Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｉの１種以上の原子を含み、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｉの原子を「原子Ｘ」と総称するとき、互いに最も近接する原子Ｘ同士の原子中心間距離が０.４０ｎｍ以下に保たれており、それらの原子Ｘの合計数が１０～４００個の範囲にあるクラスタ。
本発明の銅合金板材は、３次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡により観測される下記（Ａ）に規定の溶質原子のクラスタ（集合体）を１.０×１０２３個／ｍ３以上の個数密度で含んでいることに組織上の特徴がある。
（Ａ）Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｉの１種以上の原子を含み、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｉの原子を「原子Ｘ」と総称するとき、互いに最も近接する原子Ｘ同士の原子中心間距離が０.４０ｎｍ以下に保たれており、それらの原子Ｘの合計数が１０～４００個の範囲にあるクラスタ。
【0016】
３次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡での元素分析データに基づく３次元アトムマップを解析することにより、特定元素の原子が特定距離で近接している特定サイズのクラスタを識別することができ、その存在密度を知ることができる。解析方法としては「Ｍａｘｉｍｕｍ ｓｅｐａｒａｔｉｏｎ ｍｅｔｈｏｄ」を適用することができる。発明者らは多くの実験例について、３次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡による分析を行って上記の解析方法でクラスタの存在密度を求め、クラスタの存在密度と耐疲労特性・耐へたり性の関係を調べた。その結果、発明者らは、上記（Ａ）に示す要件を満たすクラスタが１.０×１０２３個／ｍ３以上の個数密度で存在している組織状態とすることによって、Ｃｕ－Ｎｉ－Ｃｏ－Ｓｉ系銅合金板材の耐疲労特性・耐へたり性を顕著に改善することができることを見出した。この種のクラスタは、転位と溶質原子の化学的相互作用（いわゆる「鈴木効果」）による「固着硬化」と類似の作用を発揮して転位の運動を妨げ、それによって耐疲労特性や耐へたり性が大きく向上するのではないかと推察される。特に高い疲労強度を得るには上記（Ａ）に規定のクラスタの個数密度は１０.０×１０２３個／ｍ３以上であることがより効果的である。合金中のＮｉとＣｏの合計含有量やＳｉ含有量が高くなると、同じ製造条件であれば、上記（Ａ）に規定のクラスタの個数密度も増加する傾向が見られる。その個数密度の上限については特に制限しないが、例えば２００.０×１０２３個／ｍ３以下の範囲で調整すれば十分である。
【0017】
［引張強さ、導電率］
小型化、薄肉化の要求が高いコネクタ等の導電ばね部材に使用するためには、圧延方向の引張強さが７５０ＭＰａ以上であることが望ましく、９５０ＭＰａ以上、あるいは１１００ＭＰａ以上に調整することもできる。導電率は２０％ＩＡＣＳ以上であることが望ましく、２５％ＩＡＣＳ以上であることがより望ましい。
小型化、薄肉化の要求が高いコネクタ等の導電ばね部材に使用するためには、圧延方向の引張強さが７５０ＭＰａ以上であることが望ましく、９５０ＭＰａ以上、あるいは１１００ＭＰａ以上に調整することもできる。導電率は２０％ＩＡＣＳ以上であることが望ましく、２５％ＩＡＣＳ以上であることがより望ましい。
【0018】
［セレーション］
クラスタの存在に起因して上述の「固着硬化」と類似の現象が発現することは、引張試験の応力ひずみ曲線においてセレーションが生じることから裏付けられる。
図１に、本発明例Ｎｏ.５について、ＪＩＳ ５号引張試験片を用いたひずみ速度１×１０－５（／ｓ）での圧延方向の引張試験による公称応力－公称ひずみ曲線の一部を拡大して例示する。公称応力－公称ひずみ曲線のセレーションは、応力が下降に転じたのち再度上昇に転じるまでの「応力下降部」の区間が繰り返し訪れることによって形成される。図４中には、応力下降幅が１.０ＭＰａ以上となる応力下降部が２箇所見られる。
クラスタの存在に起因して上述の「固着硬化」と類似の現象が発現することは、引張試験の応力ひずみ曲線においてセレーションが生じることから裏付けられる。
図１に、本発明例Ｎｏ.５について、ＪＩＳ ５号引張試験片を用いたひずみ速度１×１０－５（／ｓ）での圧延方向の引張試験による公称応力－公称ひずみ曲線の一部を拡大して例示する。公称応力－公称ひずみ曲線のセレーションは、応力が下降に転じたのち再度上昇に転じるまでの「応力下降部」の区間が繰り返し訪れることによって形成される。図４中には、応力下降幅が１.０ＭＰａ以上となる応力下降部が２箇所見られる。
【0019】
後述の製造工程によって得られた、耐疲労特性および耐へたり性の顕著な改善効果が見られるＣｕ－Ｎｉ－Ｃｏ－Ｓｉ系銅合金板材では、ＪＩＳ ５号引張試験片を用いたひずみ速度１×１０－５（／ｓ）での圧延方向の引張試験による公称応力－公称ひずみ曲線において、０.２％耐力に達してから破断するまでの間に、応力下降幅が１.０ＭＰａ以上となるような大きい「応力下降部」を１０箇所以上有するセレーションが観測される。前記の応力下降幅はクラスタと転位との相互作用の強さを示しており、「応力下降部」の個数はクラスタの密度との相関関係があると推測している。このようなセレーション現象から、本発明に従う銅合金板材は、上述の溶質原子クラスタが分散した組織状態であることが肯定される。
【0020】
［疲労強度］
本発明に従うＣｕ－Ｎｉ－Ｃｏ－Ｓｉ系銅合金板材は、両振り式の疲労試験において１０７回での疲労強度が高いだけでなく、１０８回での疲労強度の低下も小さく抑えられている。具体的には、１０７回および１０８回の疲労強度（ＭＰａ）をそれぞれσ７およびσ８とすると、σ８が２００ＭＰａ以上、かつ減衰比σ８／σ７が０.８以上という優れた耐久性を呈する。
本発明に従うＣｕ－Ｎｉ－Ｃｏ－Ｓｉ系銅合金板材は、両振り式の疲労試験において１０７回での疲労強度が高いだけでなく、１０８回での疲労強度の低下も小さく抑えられている。具体的には、１０７回および１０８回の疲労強度（ＭＰａ）をそれぞれσ７およびσ８とすると、σ８が２００ＭＰａ以上、かつ減衰比σ８／σ７が０.８以上という優れた耐久性を呈する。
【0021】
例えば、後述の実施例に示す本発明例Ｎｏ.２のσ７およびσ８はそれぞれ２８０ＭＰａおよび２６０ＭＰａであり、減衰比σ８／σ７は０.９３である。一方、比較例Ｎｏ.４６のσ７およびσ８はそれぞれ２６０ＭＰａおよび１７０ＭＰａであり、減衰比σ８／σ７は０.６５であった。このような優れた耐疲労特性は上述のクラスタが分散した組織状態に起因する効果であると考えられる。高密度に分散されたクラスタは転位の運動を妨げ、ストライエーション（すべり帯）の発生を抑制する。このため、疲労試験においてき裂の進展が妨げられ、優れた耐疲労特性が得られたと推測される。
【0022】
［耐へたり性］
本発明に従うＣｕ－Ｎｉ－Ｃｏ－Ｓｉ系銅合金板材は、曲げ加工部を有する実装部品に近い形状の試験片において、優れた耐へたり性を呈する。ここでは、後述の本発明例Ｎｏ.１２、および比較例Ｎｏ.３８について行った耐へたり性試験結果を例示する。耐へたり性試験は以下のようにして行った。
本発明に従うＣｕ－Ｎｉ－Ｃｏ－Ｓｉ系銅合金板材は、曲げ加工部を有する実装部品に近い形状の試験片において、優れた耐へたり性を呈する。ここでは、後述の本発明例Ｎｏ.１２、および比較例Ｎｏ.３８について行った耐へたり性試験結果を例示する。耐へたり性試験は以下のようにして行った。
【0023】
（耐へたり性試験方法）
図２に示す形状の試験片１（コネクタ部品であるジャック）を作製し、試験片１の一端を拘束治具２で盤面３に固定し、盤面３からの最大高さ位置（「頂部」という）に荷重Ｐを繰り返し付与する方法で１００,０００回の耐へたり性試験を行った。試験片は、圧延方向を曲げ軸とする曲げ加工部を有し、曲げ軸方向（当該図面に垂直な方向）の試験片幅は１.２ｍｍ、Ｕ字曲げ加工部（図２中に「Ｒ」と表示した箇所）の曲げ半径Ｒは０.８ｍｍ、試験開始前の頂部高さｈは２.８５ｍｍである。試験開始前の頂部高さ位置を原点とし、押込み治具により原点から下方に１.４５ｍｍ（一定）の押込み量で１サイクルあたりの時間を１５.５秒として繰り返しの変位を与え、各サイクルでの変位中に押込み治具に掛かる荷重（Ｎ）を測定した。
図２に示す形状の試験片１（コネクタ部品であるジャック）を作製し、試験片１の一端を拘束治具２で盤面３に固定し、盤面３からの最大高さ位置（「頂部」という）に荷重Ｐを繰り返し付与する方法で１００,０００回の耐へたり性試験を行った。試験片は、圧延方向を曲げ軸とする曲げ加工部を有し、曲げ軸方向（当該図面に垂直な方向）の試験片幅は１.２ｍｍ、Ｕ字曲げ加工部（図２中に「Ｒ」と表示した箇所）の曲げ半径Ｒは０.８ｍｍ、試験開始前の頂部高さｈは２.８５ｍｍである。試験開始前の頂部高さ位置を原点とし、押込み治具により原点から下方に１.４５ｍｍ（一定）の押込み量で１サイクルあたりの時間を１５.５秒として繰り返しの変位を与え、各サイクルでの変位中に押込み治具に掛かる荷重（Ｎ）を測定した。
【0024】
本発明例Ｎｏ.１２、比較例Ｎｏ.３８とも、試験片の板厚は０.２０ｍｍである。試験前の頂部高さをｈ０（ｍｍ）、試験後の頂部高さをｈ１（ｍｍ）とするとき、ヘタリ量はｈ０－ｈ１で表される。本発明例Ｎｏ.１２のヘタリ量は０.２０ｍｍ、比較例Ｎｏ.３８のヘタリ量は０.３７ｍｍであった。
【0025】
導電ばね部材において材料の「へたり」が進行すると、相手部材との間の接触力が十分に確保できなくなり、コネクタとしての機能が果たせなくなる。上記の本発明例Ｎｏ.１２と比較例Ｎｏ.３８について、２サイクル目、５０,０００サイクル目、１００,０００サイクル目の荷重曲線を調べた。その結果、比較例Ｎｏ.３８では５０,０００回で変位中の荷重がかなり低下しており、１００,０００回では変位中の荷重はほとんどゼロになった。これに対し本発明例Ｎｏ.１２では５０,０００回でも初期（２サイクル目）と同等の荷重を維持しており、１００,０００回では１.４５ｍｍの変位を付与したときに０.２Ｎを超える荷重が観測され、耐へたり性の顕著な改善が認められた。このような優れた耐へたり性も、上述のクラスタが高密度に分散した組織状態に起因する効果であると考えられる。
【0026】
［製造方法］
以上説明した銅合金板材は、例えば以下のような製造工程により作ることができる。
溶解・鋳造→熱間圧延→冷間圧延→（中間焼鈍→冷間圧延）→溶体化処理→（時効前冷間圧延）→時効処理→仕上冷間圧延→低温焼鈍
なお、上記工程中には記載していないが、熱間圧延後には必要に応じて面削が行われ、各熱処理後には必要に応じて酸洗、研磨、あるいは更に脱脂が行われる。以下、各工程について説明する。
以上説明した銅合金板材は、例えば以下のような製造工程により作ることができる。
溶解・鋳造→熱間圧延→冷間圧延→（中間焼鈍→冷間圧延）→溶体化処理→（時効前冷間圧延）→時効処理→仕上冷間圧延→低温焼鈍
なお、上記工程中には記載していないが、熱間圧延後には必要に応じて面削が行われ、各熱処理後には必要に応じて酸洗、研磨、あるいは更に脱脂が行われる。以下、各工程について説明する。
【0027】
［溶解・鋳造］
連続鋳造、半連続鋳造等により鋳片を製造すればよい。Ｓｉ、Ｍｇなどの酸化を防止するために、不活性ガス雰囲気または真空溶解炉で行うのがよい。
連続鋳造、半連続鋳造等により鋳片を製造すればよい。Ｓｉ、Ｍｇなどの酸化を防止するために、不活性ガス雰囲気または真空溶解炉で行うのがよい。
【0028】
［熱間圧延］
鋳片を９２０～１０６０℃で１～１０時間以上加熱したのち、熱間圧延を施すことが好ましい。最終パスの圧延温度は７００℃以上とすることが好ましい。熱間圧延終了後には、水冷などにより急冷することが好ましい。
鋳片を９２０～１０６０℃で１～１０時間以上加熱したのち、熱間圧延を施すことが好ましい。最終パスの圧延温度は７００℃以上とすることが好ましい。熱間圧延終了後には、水冷などにより急冷することが好ましい。
【0029】
［冷間圧延］
常法により冷間圧延を施し、次工程の溶体化処理に供するための中間製品板材を得る。必要に応じて中間焼鈍を挟んだ複数回の冷間圧延を施すことができる。冷間圧延での圧延率（中間焼鈍を挟む場合は最後の中間焼鈍後の圧延率）は９０.０～９９.５％の範囲で設定することが好ましい。
ある板厚ｔ０（ｍｍ）からある板厚ｔ１（ｍｍ）までの圧延率は、下記（１）式により定まる。
圧延率（％）＝［（ｔ０－ｔ１）／ｔ０］×１００ …（１）
常法により冷間圧延を施し、次工程の溶体化処理に供するための中間製品板材を得る。必要に応じて中間焼鈍を挟んだ複数回の冷間圧延を施すことができる。冷間圧延での圧延率（中間焼鈍を挟む場合は最後の中間焼鈍後の圧延率）は９０.０～９９.５％の範囲で設定することが好ましい。
ある板厚ｔ０（ｍｍ）からある板厚ｔ１（ｍｍ）までの圧延率は、下記（１）式により定まる。
圧延率（％）＝［（ｔ０－ｔ１）／ｔ０］×１００ …（１）
【0030】
［溶体化処理］
上記のようにして得られた「中間製品板材」に溶体化処理を施す。溶体化処理は、５００℃から８００℃までの平均昇温速度が１０～１５０℃／ｓとなるように昇温し、８００～１０５０℃で１０～６００秒保持し、８００℃から５００℃までの平均冷却速度が５０～２００℃／ｓとなるように冷却する条件で行う。このようなヒートパターンで溶体化処理を実施した場合において、最終的に溶質原子のクラスタが分散した前述の組織状態を得ることができる。
上記のようにして得られた「中間製品板材」に溶体化処理を施す。溶体化処理は、５００℃から８００℃までの平均昇温速度が１０～１５０℃／ｓとなるように昇温し、８００～１０５０℃で１０～６００秒保持し、８００℃から５００℃までの平均冷却速度が５０～２００℃／ｓとなるように冷却する条件で行う。このようなヒートパターンで溶体化処理を実施した場合において、最終的に溶質原子のクラスタが分散した前述の組織状態を得ることができる。
【0031】
［時効前冷間圧延］
時効処理の前には必要に応じて冷間圧延を行うことができる。本明細書では、この段階での冷間圧延を「時効前冷間圧延」と呼んでいる。時効前冷間圧延の圧延率は５０％以下の範囲で設定することが好ましい。３５％以下としてもよい。
時効処理の前には必要に応じて冷間圧延を行うことができる。本明細書では、この段階での冷間圧延を「時効前冷間圧延」と呼んでいる。時効前冷間圧延の圧延率は５０％以下の範囲で設定することが好ましい。３５％以下としてもよい。
【0032】
［時効処理］
次いで時効処理を行う。前述の溶質原子のクラスタは、析出物の前駆体のようなものであると考えられ、超微細析出物と捉えることもできる。そのようなクラスタは溶体化材を時効処理することによってある程度は形成させることができるが、時効処理だけで高密度に形成させることは困難である。そこで、まず溶体化材を時効処理して析出物を形成させ、その後に仕上冷間圧延と低温焼鈍を組み合わせたプロセスにてクラスタの高密度化を図る。現時点でクラスタ化のメカニズムは明らかでないが、析出物が擬似固溶したのち、おそらくそれらの析出物を構成していた溶質原子が集まることによってクラスタが現れるのではないかと考えられる。したがって、この時効処理では、強度に寄与する微細析出物を生成させるとともに、後工程の仕上冷間圧延と低温焼鈍での「擬似固溶→クラスタ化」の組織変化に寄与しうると考えられる析出形態を実現する必要がある。
次いで時効処理を行う。前述の溶質原子のクラスタは、析出物の前駆体のようなものであると考えられ、超微細析出物と捉えることもできる。そのようなクラスタは溶体化材を時効処理することによってある程度は形成させることができるが、時効処理だけで高密度に形成させることは困難である。そこで、まず溶体化材を時効処理して析出物を形成させ、その後に仕上冷間圧延と低温焼鈍を組み合わせたプロセスにてクラスタの高密度化を図る。現時点でクラスタ化のメカニズムは明らかでないが、析出物が擬似固溶したのち、おそらくそれらの析出物を構成していた溶質原子が集まることによってクラスタが現れるのではないかと考えられる。したがって、この時効処理では、強度に寄与する微細析出物を生成させるとともに、後工程の仕上冷間圧延と低温焼鈍での「擬似固溶→クラスタ化」の組織変化に寄与しうると考えられる析出形態を実現する必要がある。
【0033】
発明者らは時効処理条件について詳細な研究を行った。その結果、１段目を低温で行い、２段目をそれより高温で行うという、２段階の温度で保持する条件を採用する。具体的には、１段目を２００～４００℃で４～１０時間保持する条件で行い、２段目を４２５～５５０℃で１～１０時間保持する条件で行う。１段目の保持を行ったのち、その炉内で２段目の保持温度に昇温するヒートパターンを適用することが効率的である。１段目の時効では、２００～４００℃の範囲内に設定した時効温度Ｔ１（℃）に対し、例えば±２０℃の範囲にある温度（ただし２００～４００℃を外れない温度）で４～１０時間保持すればよい。２段目の時効では、４２５～５５０℃の範囲内に設定した時効温度Ｔ２（℃）に対し、例えば±２０℃の範囲にある温度（ただし４２５～５５０℃を外れない温度）で１～１０時間保持すればよい。また、１段目の時効温度Ｔ１（℃）と２段目の時効温度Ｔ２（℃）の差Ｔ２－Ｔ１は５０℃以上とすることがより効果的である。１段目から２段目への昇温は、例えば４００～４２５℃の平均昇温速度が３０℃／ｈ以上となるように、迅速に昇温することが経済的である。炉内雰囲気は例えば窒素ガス雰囲気とすることができる。なお、「時効前冷間圧延」を施した場合には、それによって導入されたひずみが核生成サイトとなり、クラスタの形成を促進させる効果が得られると考えられる。
【0034】
［仕上冷間圧延］
上記時効処理を終えた時効材に、圧延率５％以上の冷間圧延を施す。この冷間圧延は最終的な製品板厚に仕上げる圧延であることから、仕上冷間圧延と呼んでいる。圧延率５％以上の加工を付与することで最終的にクラスタ化の現象が生じるようになる。１５％以上の圧延率とすることがより好ましい。圧延率の上限については特に規定しないが、通常、９５％以下の範囲で設定すればよく、８０％以下、あるいは７０％以下の範囲で設定してもよい。発明者らは、この仕上冷間圧延で一部の析出物が擬似固溶すると推察している。最終板厚は例えば０.０３～０.４０ｍｍとすることができる。
上記時効処理を終えた時効材に、圧延率５％以上の冷間圧延を施す。この冷間圧延は最終的な製品板厚に仕上げる圧延であることから、仕上冷間圧延と呼んでいる。圧延率５％以上の加工を付与することで最終的にクラスタ化の現象が生じるようになる。１５％以上の圧延率とすることがより好ましい。圧延率の上限については特に規定しないが、通常、９５％以下の範囲で設定すればよく、８０％以下、あるいは７０％以下の範囲で設定してもよい。発明者らは、この仕上冷間圧延で一部の析出物が擬似固溶すると推察している。最終板厚は例えば０.０３～０.４０ｍｍとすることができる。
【0035】
［低温焼鈍］
仕上冷間圧延後の板材に、低温焼鈍を施す。低温焼鈍は、１５０℃から３００℃までの平均昇温速度が１０～１５０℃／ｓとなるように昇温し、３００～５００℃で１０～３００秒保持し、３００℃から１５０℃までの平均冷却速度が３０～１５０℃／ｓとなるように冷却する条件で行う。この条件での低温焼鈍によって、上述（Ａ）に規定される溶質原子のクラスタが１.０×１０２３個／ｍ３以上の個数密度で存在する組織を得ることができる。
仕上冷間圧延後の板材に、低温焼鈍を施す。低温焼鈍は、１５０℃から３００℃までの平均昇温速度が１０～１５０℃／ｓとなるように昇温し、３００～５００℃で１０～３００秒保持し、３００℃から１５０℃までの平均冷却速度が３０～１５０℃／ｓとなるように冷却する条件で行う。この条件での低温焼鈍によって、上述（Ａ）に規定される溶質原子のクラスタが１.０×１０２３個／ｍ３以上の個数密度で存在する組織を得ることができる。
【実施例】
【0036】
表１に示す化学組成の銅合金を溶製し、縦型半連続鋳造機を用いて鋳造した。得られた鋳片を熱間圧延したのち冷間圧延して中間製品板材を得た。その中間製品板材に、溶体化処理、時効処理、仕上冷間圧延、低温焼鈍を順次施し、最終的な製品板材を得た。一部の例（Ｎｏ.７、１０）では溶体化処理と時効処理の間で「時効前冷間圧延」を実施した。各工程の製造条件および各圧延工程後の板厚は、表２、表３、表４、表５（以下、「表２～表５」と略記する。）に示してある。
時効処理はバッチ式の焼鈍炉を用いて、一部の例（比較例Ｎｏ.３１～３４、４６、４７）を除き、２段階の保持温度で行った。時効処理の炉内雰囲気ガスは窒素とした。１段目および２段目において、それぞれ表２～表５中に記載の温度（ほぼ一定）で同表に記載の時間保持した。１段目の保持温度から２段目の保持温度へ平均昇温速度は１０～１００℃／ｈの範囲であった。低温焼鈍は連続式熱処理炉で行った。
このようにして得られた製品板材（供試材）について以下の調査を行った。
時効処理はバッチ式の焼鈍炉を用いて、一部の例（比較例Ｎｏ.３１～３４、４６、４７）を除き、２段階の保持温度で行った。時効処理の炉内雰囲気ガスは窒素とした。１段目および２段目において、それぞれ表２～表５中に記載の温度（ほぼ一定）で同表に記載の時間保持した。１段目の保持温度から２段目の保持温度へ平均昇温速度は１０～１００℃／ｈの範囲であった。低温焼鈍は連続式熱処理炉で行った。
このようにして得られた製品板材（供試材）について以下の調査を行った。
【0037】
（クラスタの個数密度）
３次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡（アメテック社製、ＬＥＡＰ－４０００ＨＲ）により元素分析を行い、試料内部の元素分布を原子レベルで３次元的に求めた。
試料は集束イオンビーム（日立ハイテク社製、ＦＢ２１００）で加工した。
測定は、試料温度：８０Ｋ、試料サイズ：４０×４０×１０ｎｍとして行った。解析ソフトウェア：ＩＶＡＳ、解析方法：Ｍａｘｉｍｕｍ ｓｅｐａｒａｔｉｏｎ ｍｅｔｈｏｄにより、３次元アトムマップの解析を行い、下記（Ａ）の条件を満たすクラスタの個数密度（個／ｍ３）を求めた。
（Ａ）Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｉの１種以上の原子を含み、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｉの原子を「原子Ｘ」と総称するとき、互いに最も近接する原子Ｘ同士の原子中心間距離が０.４０ｎｍ以下に保たれており、それらの原子Ｘの合計数が１０～４００個の範囲にあるクラスタ。
各供試材について試験数Ｎ＝５回の測定を行い、各回で求めたクラスタの個数密度の平均値を当該供試材の成績値として採用した。
３次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡（アメテック社製、ＬＥＡＰ－４０００ＨＲ）により元素分析を行い、試料内部の元素分布を原子レベルで３次元的に求めた。
試料は集束イオンビーム（日立ハイテク社製、ＦＢ２１００）で加工した。
測定は、試料温度：８０Ｋ、試料サイズ：４０×４０×１０ｎｍとして行った。解析ソフトウェア：ＩＶＡＳ、解析方法：Ｍａｘｉｍｕｍ ｓｅｐａｒａｔｉｏｎ ｍｅｔｈｏｄにより、３次元アトムマップの解析を行い、下記（Ａ）の条件を満たすクラスタの個数密度（個／ｍ３）を求めた。
（Ａ）Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｉの１種以上の原子を含み、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｉの原子を「原子Ｘ」と総称するとき、互いに最も近接する原子Ｘ同士の原子中心間距離が０.４０ｎｍ以下に保たれており、それらの原子Ｘの合計数が１０～４００個の範囲にあるクラスタ。
各供試材について試験数Ｎ＝５回の測定を行い、各回で求めたクラスタの個数密度の平均値を当該供試材の成績値として採用した。
【0038】
（疲労強度）
幅方向が圧延方向、長手方向が圧延直角方向である幅３ｍｍ、長さ１５～２５ｍｍの試験片（穴あけなし）を用いて、疲労試験装置（日本テクノプラス株式会社製；ＲＦ－ＲＴ）により共振法での両振り式疲労試験を行った。振幅を測定するレーザースポットの位置は試験片の端部から１ｍｍの位置とした。ヤング率が初期（試験前）のヤング率の９８％となったときに材料が「疲労」したと判断した。２０ＭＰａ刻みの種々の応力でそれぞれ測定を行い、１０７回で疲労が生じない最大応力を疲労強度σ７（ＭＰａ）、１０８回で疲労が生じない最大応力を疲労強度σ８（ＭＰａ）とした。この操作を１つの供試材で５回実施し、５回のσ７およびσ８の平均値（１の位は四捨五入）をそれぞれ当該供試材の疲労強度σ７およびσ８として採用した。また、そのσ７とσ８から疲労強度の減衰比σ８／σ７を算出した。
幅方向が圧延方向、長手方向が圧延直角方向である幅３ｍｍ、長さ１５～２５ｍｍの試験片（穴あけなし）を用いて、疲労試験装置（日本テクノプラス株式会社製；ＲＦ－ＲＴ）により共振法での両振り式疲労試験を行った。振幅を測定するレーザースポットの位置は試験片の端部から１ｍｍの位置とした。ヤング率が初期（試験前）のヤング率の９８％となったときに材料が「疲労」したと判断した。２０ＭＰａ刻みの種々の応力でそれぞれ測定を行い、１０７回で疲労が生じない最大応力を疲労強度σ７（ＭＰａ）、１０８回で疲労が生じない最大応力を疲労強度σ８（ＭＰａ）とした。この操作を１つの供試材で５回実施し、５回のσ７およびσ８の平均値（１の位は四捨五入）をそれぞれ当該供試材の疲労強度σ７およびσ８として採用した。また、そのσ７とσ８から疲労強度の減衰比σ８／σ７を算出した。
【0039】
この試験において１０８回の疲労強度が２００ＭＰａ以上、かつ減衰比σ８／σ７が０.８０以上となるＣｕ－Ｎｉ－Ｃｏ－Ｓｉ系銅合金板材は、耐疲労特性が従来よりも顕著に向上していると評価することができる。なお、ヤング率は、当該板材から採取した長手方向が圧延並行方向であるＪＩＳ ５号引張試験片についてＪＩＳＺ ２２４１：２０１１に基づきクロスヘッド変位速度ｖｃが０.０２ｍｍ／ｓである引張試験を行って０.１秒毎にひずみと応力の値を記録し、応力が１００ＭＰａから４００ＭＰａまでの間で記録されたひずみと応力の全データを用いて応力－ひずみ直交座標系における回帰直線を最小二乗法により定めたときの、当該回帰直線の傾きとした。
【0040】
（コネクタ部品の耐久性）
各供試材を素材として図２に示す形状のコネクタ部品を作製し、上掲の「耐へたり性試験方法」に記載の方法で試験を行った。ただし、試験開始前の頂部高さｈ０（初期高さ）は、板厚０.１０ｍｍの場合２.７５ｍｍ、板厚０.１５ｍｍの場合２.８０ｍｍ、板厚０.２０ｍｍの場合２.８５ｍｍ、板厚０.２５ｍｍの場合２.９０ｍｍ、板厚０.２７ｍｍの場合２.９２ｍｍである。１００,０００回の試験後の頂部高さｈ１を測定し、ヘタリ量はｈ０－ｈ１を求めた。また、１００,０００回の試験後に押込み治具により原点から下方に１.４５ｍｍ（一定）の押込み量の変位を与えたときの荷重（Ｎ）が０.２Ｎ以上であるものを荷重評価；○、それ以外を荷重評価；×とした。上記ヘタリ量が０.２５ｍｍ以下であり、かつ荷重評価が○であるＣｕ－Ｎｉ－Ｃｏ－Ｓｉ系銅合金板材は、導電ばね部材としての耐久性が従来よりも顕著に向上していると評価することができる。
各供試材を素材として図２に示す形状のコネクタ部品を作製し、上掲の「耐へたり性試験方法」に記載の方法で試験を行った。ただし、試験開始前の頂部高さｈ０（初期高さ）は、板厚０.１０ｍｍの場合２.７５ｍｍ、板厚０.１５ｍｍの場合２.８０ｍｍ、板厚０.２０ｍｍの場合２.８５ｍｍ、板厚０.２５ｍｍの場合２.９０ｍｍ、板厚０.２７ｍｍの場合２.９２ｍｍである。１００,０００回の試験後の頂部高さｈ１を測定し、ヘタリ量はｈ０－ｈ１を求めた。また、１００,０００回の試験後に押込み治具により原点から下方に１.４５ｍｍ（一定）の押込み量の変位を与えたときの荷重（Ｎ）が０.２Ｎ以上であるものを荷重評価；○、それ以外を荷重評価；×とした。上記ヘタリ量が０.２５ｍｍ以下であり、かつ荷重評価が○であるＣｕ－Ｎｉ－Ｃｏ－Ｓｉ系銅合金板材は、導電ばね部材としての耐久性が従来よりも顕著に向上していると評価することができる。
【0041】
（引張強さ）
各供試材から圧延方向の引張試験片（ＪＩＳ ５号）を採取し、試験数Ｎ＝３でＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠した引張試験行い、引張強さを測定した。Ｎ＝３の平均値を当該供試材の成績値とした。圧延方向の引張強さが７５０ＭＰａ以上のものを合格と判定した。
各供試材から圧延方向の引張試験片（ＪＩＳ ５号）を採取し、試験数Ｎ＝３でＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠した引張試験行い、引張強さを測定した。Ｎ＝３の平均値を当該供試材の成績値とした。圧延方向の引張強さが７５０ＭＰａ以上のものを合格と判定した。
【0042】
（導電率）
ＪＩＳ Ｈ０５０５に準拠してダブルブリッジ、平均断面積法により導電率を測定した。導電率が２５％ＩＡＣＳ以上のものを合格と判定した。
ＪＩＳ Ｈ０５０５に準拠してダブルブリッジ、平均断面積法により導電率を測定した。導電率が２５％ＩＡＣＳ以上のものを合格と判定した。
【0043】
（セレーション）
ＪＩＳ ５号引張試験片を用いてひずみ速度１×１０－５（／ｓ）での圧延方向の引張試験による公称応力－公称ひずみ曲線を求めた。ひずみ速度を上記の条件としたこと以外はＺ２２４１に準拠した方法で引張試験を行った。得られた公称応力－公称ひずみ曲線において、０.２％耐力に達してから破断するまでの間に、応力が下降に転じたのち再度上昇に転じるまでの応力下降幅が１.０ＭＰａ以上となる応力下降部（図１参照）が何箇所現れるかを調べた。０.２％耐力に達してから破断するまでの間に、このような応力加工部が１０箇所以上現れるＣｕ－Ｎｉ－Ｃｏ－Ｓｉ系銅合金板材は、クラスタによる転位の固着作用が生じていると考えられることから、セレーション評価；○とした。それ以外のものをセレーション評価；×とした。
以上の結果を表２～表５に示す。
ＪＩＳ ５号引張試験片を用いてひずみ速度１×１０－５（／ｓ）での圧延方向の引張試験による公称応力－公称ひずみ曲線を求めた。ひずみ速度を上記の条件としたこと以外はＺ２２４１に準拠した方法で引張試験を行った。得られた公称応力－公称ひずみ曲線において、０.２％耐力に達してから破断するまでの間に、応力が下降に転じたのち再度上昇に転じるまでの応力下降幅が１.０ＭＰａ以上となる応力下降部（図１参照）が何箇所現れるかを調べた。０.２％耐力に達してから破断するまでの間に、このような応力加工部が１０箇所以上現れるＣｕ－Ｎｉ－Ｃｏ－Ｓｉ系銅合金板材は、クラスタによる転位の固着作用が生じていると考えられることから、セレーション評価；○とした。それ以外のものをセレーション評価；×とした。
以上の結果を表２～表５に示す。
【0044】
【表1】
【0045】
【表2】
【0046】
【表3】
【0047】
【表4】
【0048】
【表5】
【0049】
本発明例のものはいずれも、上記（Ａ）に規定される溶質原子のクラスタを１.０×１０２３個／ｍ３以上の個数密度で有しており、耐疲労特性および耐へたり性の顕著な改善効果が認められた。これに対し比較例のものは、化学組成や製造条件に本発明の規定を満たしていない部分があり、上記（Ａ）に規定される溶質原子のクラスタを１.０×１０２３個／ｍ３以上の個数密度で有する組織状態は得られていない。その結果、耐疲労特性や耐へたり性の改善は不十分であった。
【符号の説明】
【0050】
１ コネクタ部品であるジャック形状の試験片
２ 拘束治具
３ 盤面
２ 拘束治具
３ 盤面
【図1】
【図2】