特許 7531289 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

(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】2024-08-01

(45)【発行日】2024-08-09

(54)【発明の名称】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

(51)【国際特許分類】

   C22C 9/06 20060101AFI20240802BHJP

   C22F 1/08 20060101ALI20240802BHJP

   H01B 1/02 20060101ALI20240802BHJP

   H01B 13/00 20060101ALI20240802BHJP

   C22F 1/00 20060101ALN20240802BHJP

【ＦＩ】

C22C9/06

C22F1/08 B

C22F1/08 Q

H01B1/02 A

H01B13/00 501Z

C22F1/00 604

C22F1/00 602

C22F1/00 623

C22F1/00 630A

C22F1/00 630K

C22F1/00 661A

C22F1/00 681

C22F1/00 682

C22F1/00 683

C22F1/00 685Z

C22F1/00 691B

C22F1/00 691A

C22F1/00 691C

C22F1/00 692A

C22F1/00 692B

C22F1/00 694A

【請求項の数】 8

(21)【出願番号】P 2020029840

(22)【出願日】2020-02-25

(65)【公開番号】P2021134376

(43)【公開日】2021-09-13

【審査請求日】2022-12-23

(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】河口 展明

(56)【参考文献】

【文献】特開２０１４－１５６６２３（ＪＰ，Ａ）

【文献】国際公開第２００３／０７６６７２（ＷＯ，Ａ１）

【文献】特開２００４－２２５１１２（ＪＰ，Ａ）

【文献】特開２０１４－１３７９５０（ＪＰ，Ａ）

(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)

Ｃ２２Ｃ ９／０６

(57)【特許請求の範囲】

【請求項1】

質量％で、ＮｉとＣｏの合計：１.５０～５.５０％、Ｎｉ：１.００％以上、Ｓｉ：０.５０～１.２０％、Ｓ：０.００１～０.２０％、Ｍｇ：０.０１～０.２０％、Ｃｒ：０～０.０３％、Ｚｎ：０～０.０１％、Ｍｎ：０～０.０７％、Ｂ：０～０.０５％、Ｐ：０～０.０５％、Ａｇ：０～０.０１％、Ａｌ：０～０.０４％、Ｚｒ：０～０.０４％、Ｔｉ：０～０.０２％、残部Ｃｕおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、圧延方向および板厚方向に平行な断面において円相当径０.５μｍ以上のＭｇ－Ｓ系粒子が３００個／ｍｍ^２以上の個数密度で存在し、前記Ｍｇ－Ｓ系粒子の平均粒子径が円相当径で３.０μｍ以下であり、圧延方向の引張強さが９００ＭＰａ以上である銅合金板材。

【請求項2】

前記化学組成においてＮｉとＣｏの合計が２.００～４.００％である、請求項１に記載の銅合金板材。

【請求項3】

導電率が４０％ＩＡＣＳ以上である請求項１または２に記載の銅合金板材。

【請求項4】

圧延方向に垂直な断面において、ＪＩＳ Ｈ０５０１－１９８６に準拠した切断法による平均結晶粒径が１～２０μｍである請求項１～３のいずれか１項に記載の銅合金板材。

【請求項5】

質量％で、ＮｉとＣｏの合計：１.５０～５.５０％、Ｎｉ：１.００％以上、Ｓｉ：０.５０～１.２０％、Ｓ：０.００１～０.２０％、Ｍｇ：０.０１～０.２０％、Ｃｒ：０～０.０３％、Ｚｎ：０～０.０１％、Ｍｎ：０～０.０７％、Ｂ：０～０.０５％、Ｐ：０～０.０５％、Ａｇ：０～０.０１％、Ａｌ：０～０.０４％、Ｚｒ：０～０.０４％、Ｔｉ：０～０.０２％、残部Ｃｕおよび不可避的不純物からなる化学組成の鋳片から、熱間圧延、冷間圧延、溶体化処理、時効処理を上記の順で含む工程で板材を製造するに際し、
熱間圧延工程において、８００℃以上の温度で行う全ての圧延パスでの１パスあたりの圧延率を２０％以下、かつ９００℃以上の温度で行う圧延パスによる総圧延率を３８％以上とし、
溶体化処理工程において、３００℃から８００℃までの平均昇温速度を１０℃／ｓ以上とし、８００～１０２０℃で１０秒以上保持し、８００℃から５００℃まで平均冷却速度を５０℃／ｓ以上とする、
請求項１～４のいずれか１項に記載の銅合金板材の製造方法。

【請求項6】

前記時効処理の温度を４００～５５０℃とする、請求項５に記載の銅合金板材の製造方法。

【請求項7】

請求項１～４のいずれか１項に記載の銅合金板材を用いた通電部品。

【請求項8】

請求項１～４のいずれか１項に記載の銅合金板材を用いた、プレス打抜き加工部を有する通電部品。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、プレス打抜き性を改善した高強度Ｃｕ－Ｎｉ－Ｃｏ－Ｓｉ系銅合金板材およびその製造方法、並びに前記Ｃｕ－Ｎｉ－Ｃｏ－Ｓｉ系銅合金板材を用いた通電部品に関する。

【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、リードフレームなどの通電部品に有用である。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更なる高強度化が求められる。Ｃｕ－Ｎｉ－Ｃｏ－Ｓｉ系銅合金板材の場合、例えば圧延方向の引張強さ９００ＭＰａ以上の高強度と、導電率４０％ＩＡＣＳ以上の導電性を具備するような、高いレベルの強度・導電性バランスの実現が期待されている。しかし、強度と導電率は一般的にトレード・オフの関係にあり、当該銅合金系の板材において上記のような高レベルでの強度・導電性の両立は容易でない。

【0003】

一方、銅合金の板材を通電部品に加工する際には、プレス打抜きの工程を経るのが一般的である。最近では部品の小型化、狭ピッチ化が進んでおり、打抜き部品の高い寸法精度が要求されるようになっている。打抜き工程での寸法精度を向上させるためには、金型寿命の延伸が重要である。プレス打抜きによって形成された金属板の切断面（切り口）には、通常、せん断面と破断面が形成される（図２参照）。適正クリアランスで打抜きを行った場合、せん断面の割合が小さい材料ほど、金型寿命の延伸には有利となる。本明細書では、同じ板厚の材料について適正クリアランスでプレス金型による打抜きを行った際、切断面に占めるせん断面の割合が小さくなる材料ほど「プレス打抜き性」が良好である、と表現する。高強度化を図ったＣｕ－Ｎｉ－Ｃｏ－Ｓｉ系銅合金板材においては、プレス打抜き性に関し、改善の余地がある。

【0004】

特許文献１には、集合組織を制御することによって曲げ加工性と高強度を両立したＣｕ－Ｎｉ－Ｃｏ－Ｓｉ系銅合金板材が記載されている。しかし、導電率４０％ＩＡＣＳ以上で引張強さ９００ＭＰａ以上の高強度に達している材料は示されていない。プレス打抜き性を改善することは意図されておらず、Ｓ含有量についての記載もない。

【0005】

特許文献２には、表面部と中央部の析出物の、粒子径と個数密度を制御することによって、高い導電性と金型摩耗の低減を図ったＣｕ－（Ｎｉ）－Ｃｏ－Ｓｉ系銅合金板材が記載されている。導電率は５５％ＩＡＣＳ以上に引き上げられているが、引張強さは７５０ＭＰａ以下にとどまっている。金型寿命に関してはバリ高さ、ダレ量で評価されている。せん断面の割合を低減させる思想や、Ｓ含有粒子を利用する思想は見られない。

【0006】

特許文献３には、溶体化処理での昇温速度、冷却速度を制御する手法を利用して組織を調整することにより、耐応力緩和性の改善を図ったＣｕ－Ｎｉ－Ｃｏ－Ｓｉ系銅合金板材が記載されている。プレス打抜き性を改善することは意図されておらず、Ｓ含有量についての記載もない。

【0007】

特許文献４には、時効処理を３段で行う手法を利用して析出物の存在形態を制御することにより、ばね限界値の向上を図ったＣｕ－Ｎｉ－Ｃｏ－Ｓｉ系銅合金板材が記載されている。具体的に示されている板材のうち導電率が４０％ＩＡＣＳ以上のものにおいて、０.２％耐力（ＹＳ）が８８２ＭＰａと比較的高いものもあるが（表２－７、実施例１３８）、引張強さ９００ＭＰａ以上の強度レベルが安定して得られるような手法は開示されていない。プレス打抜き性を改善することは意図されておらず、Ｓ含有量についての記載もない。

【0008】

特許文献５には、Ｓ含有量が０.００２％程度のであるＣｕ－（Ｎｉ）－Ｃｏ－Ｓｉ系銅合金板材が記載されている。溶体化処理温度は７５０℃（段落００３３）である。これらの材料の強度レベルは低く、導電率も低い。

【0009】

特許文献６には、Ｓを５０ｐｐｍ（０.００５％）以下の範囲で含有し、かつＭｇを含有するＣｕ－（Ｎｉ）－Ｃｏ－Ｓｉ系銅合金板材として、明細書の表にＮｏ.６、８、１５、１９、３８、４１、４６の製造例が示されている。このうちＮｏ.８は導電率が４６％ＩＡＣＳと比較的高い。しかし、熱間圧延に関しては特段の記載はなく、溶体化処理に相当する仕上熱処理の温度も７７５℃と低いことから、高強度化やプレス打抜き性の顕著な改善に関しては不十分である。

【先行技術文献】

【特許文献】

【0010】

【文献】特開２０１１－１１７０３４公報

【文献】特開２０１２－２２４９２２号公報

【文献】特開２０１５－１８７３０８号公報

【文献】特開２０１１－２１４０８８号公報

【文献】特開平１１－２２２６４１号公報

【文献】特開２０１６－４４３４４号公報

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0011】

本発明は、Ｃｕ－Ｎｉ－Ｃｏ－Ｓｉ系銅合金板材において、圧延方向の引張強さ９００ＭＰａ以上、導電率４０％ＩＡＣＳ以上という高レベルの強度・導電性バランスを実現し、かつプレス打抜き性を顕著に改善することを目的とする。

【課題を解決するための手段】

【0012】

発明者らは、Ｃｕ－Ｎｉ－Ｃｏ－Ｓｉ系銅合金に微量のＭｇとＳを含有させ、所定サイズのＭｇ－Ｓ系の介在物が分散した組織状態とすることによって、上記目的が達成できることを見いだした。

【0013】

すなわち上記目的は、質量％で、ＮｉとＣｏの合計：１.５０～５.５０％より好ましくは２.００～４.００％、Ｓｉ：０.５０～１.２０％、Ｓ：０.０００５～０.２０％、Ｍｇ：０.０１～０.２０％、Ｃｒ：０～０.５０％、Ｚｎ：０～１.００％、Ｓｎ：０～１.００％、Ｍｎ：０～０.２０％、Ｂ：０～０.１０％、Ｐ：０～０.１０％、Ａｇ：０～０.２０％、Ａｌ：０～０.２０％、Ｚｒ：０～０.２０％、Ｔｉ：０～０.５０％、Ｆｅ：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、圧延方向および板厚方向に平行な断面（「ＴＤ面」という。）において円相当径０.５μｍ以上のＭｇ－Ｓ系粒子が３００個／ｍｍ²以上の個数密度で存在し、前記Ｍｇ－Ｓ系粒子の平均粒子径が円相当径で３.０μｍ以下であり、圧延方向の引張強さが９００ＭＰａ以上である銅合金板材によって達成される。このような組織状態において、４０％ＩＡＣＳ以上の導電率を得ることができる。この板材の圧延方向に垂直な断面（ＬＤ面）において、ＪＩＳ Ｈ０５０１－１９８６に準拠した切断法による平均結晶粒径は、例えば１～２０μｍである。

【0014】

また本発明では、上記Ｃｕ－Ｎｉ－Ｃｏ－Ｓｉ系銅合金板材の製造方法として、上記化学組成を有する鋳片から、熱間圧延、冷間圧延、溶体化処理、時効処理を上記の順で含む工程で板材を製造するに際し、
熱間圧延工程において、８００℃以上の温度で行う全ての圧延パスでの１パスあたりの圧延率を２０％以下、かつ９００℃以上の温度で行う圧延パスによる総圧延率を３８％以上とし、
溶体化処理工程において、３００℃から８００℃までの平均昇温速度を１０℃／ｓ以上とし、８００～１０２０℃で１０秒以上保持し、８００℃から５００℃まで平均冷却速度を５０℃／ｓ以上とする、銅合金板材の製造方法が提供される。
上記時効処理の温度は例えば４００～５５０℃とすることができる。

【0015】

さらに本発明では、上記の銅合金板材を用いた通電部品が提供される。特にプレス打抜き加工部を有する通電部品が好適な対象となる。

【発明の効果】

【0016】

本発明によれば、Ｃｕ－Ｎｉ－Ｃｏ－Ｓｉ系銅合金の板材において、圧延方向の引張強さ９００ＭＰａ以上、導電率４０％ＩＡＣＳ以上という高レベルの強度・導電性バランスを安定して付与することが可能となった。さらに、プレス打抜きに際しては切り口に生じるせん断面の割合を顕著に低減することが可能となり、それによりプレス金型の寿命が向上する。金型寿命の向上は、プレス打抜き部品の大量生産において、高い寸法精度の維持による品質の安定化をもたらす。本発明は、薄肉化、狭ピッチ化が進む通電部品を製造するための板素材に望まれていた、導電性、強度、プレス打抜き性の同時改善を実現したものである。

【図面の簡単な説明】

【0017】

【図1】本発明に従うＣｕ－Ｎｉ－Ｃｏ－Ｓｉ系銅合金板材断面についての、二値化処理により粒子を明瞭化したＳＥＭ画像。

【図2】プレス打抜き後の金属板の切り口の形状を模式的に示した図。

【発明を実施するための形態】

【0018】

［化学組成］
本発明では、Ｃｕ－Ｎｉ－Ｃｏ－Ｓｉ系銅合金を適用する。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。

【0019】

Ｎｉ、Ｃｏは、Ｎｉ－Ｃｏ－Ｓｉ系析出物、Ｃｏ－Ｓｉ系析出物およびＮｉ－Ｓｉ系析出物を形成し、銅合金板材の強度と導電性を向上させる。Ｎｉ－Ｃｏ－Ｓｉ系析出物は(Ｎｉ,Ｃｏ)₂Ｓｉを主体とする化合物であると考えられる。Ｃｏ－Ｓｉ系析出物およびＮｉ－Ｓｉ系析出物はそれぞれ、Ｃｏ₂ＳｉおよびＮｉ₂Ｓｉを主体とする析出物であると考えられる。強度向上に有効な微細な析出物粒子を十分に分散させるためには、ＮｉとＣｏの合計含有量を１.５０％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含有量は０.５０％以上であることがより好ましく、０.７５％以上であることが更に好ましく、１.００％以上に管理してもよい。Ｃｏ含有量についても０.５０％以上であることがより好ましく、１.００％以上であ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粗大な析出物が生成しやすく、強度向上に不利となる。ＮｉとＣｏの合計含有量は５.５０％以下に制限され、４.００％以下に管理してもよい。

【0020】

Ｓｉは、Ｎｉ－Ｃｏ－Ｓｉ系析出物を形成する。強度向上に有効な微細な析出物粒子を十分に分散させるためには、Ｓｉ含有量を０.５０％以上とする必要がある。一方、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１.２０％以下に制限される。１.００％未満に管理してもよい。

【0021】

Ｓは、本発明において重要な成分元素である。一般に銅合金では、熱間加工性の悪化や材料特性の低下を抑制する観点から、Ｓは不純物として扱われることが多い。銅合金の製造過程では、原料の脱脂や溶湯中での浮上分離などの手法によってＳ含有量を低減させるのが通常である。しかし本発明ではＭｇ－Ｓ系粒子を材料中に分散させることにより、プレス打抜き性の向上を図る。したがって、Ｍｇ－Ｓ系粒子の生成源として、銅合金中に所定量のＳを含有させる。種々検討の結果、Ｓ含有量を０.０００５～０.２０％の範囲にコントロールする必要がある。Ｓ含有量が少なすぎるとＭｇ－Ｓ系粒子の生成量が不十分となり、プレス打抜き性の改善効果が得られない。Ｓ含有量は０.０１％以上とすることがより効果的である。Ｓ以外の合金元素含有量が同等である銅合金に同等の製造条件を適用した場合で比較すると、Ｓ含有量を０.０１％以上とすることにより、プレス打抜き性のより一層優れた改善効果を得るうえで有利となる。Ｓ含有量が過剰になると熱間加工性が悪くなり、熱間圧延で割れを生じやすくなる。また、Ｓの過剰添加はＭｇ－Ｓ系粒子の粗大化を招きやすく、強度低下の要因となる。

【0022】

Ｍｇは、Ｃｕ－Ｎｉ－Ｃｏ－Ｓｉ系銅合金の耐応力緩和性を向上する作用を有する元素であり、従来から必要に応じて添加されている。ただし、本発明ではＭｇ－Ｓ系粒子の生成源として利用するため、Ｍｇの含有は必須となる。また、Ｍｇの固溶強化を利用して導電率の低下を抑制しながら引張強さ９００ＭＰａ以上高強度化を図るためにも、Ｍｇの含有は重要となる。種々検討の結果、Ｍｇ含有量は０.０１％以上を確保する必要がある。多量のＭｇ含有は熱間加工性または冷間加工性の低下要因となる。Ｍｇ含有量は０.２０％以下の範囲に制限され、０.１５％以下に管理してもよい。

【0023】

その他の元素として、必要に応じてＣｒ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｍｎ、Ｂ、Ｐ、Ａｇ、Ａｌ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｆｅ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、Ｃｒ：０～０.５０％、Ｚｎ：０～１.００％、Ｓｎ：０～１.００％、Ｍｎ：０～０.２０％、Ｂ：０～０.１０％、Ｐ：０～０.１０％、Ａｇ：０～０.２０％、Ａｌ：０～０.２０％、Ｚｒ：０～０.２０％、Ｔｉ：０～０.５０％、Ｆｅ：０～０.３０％とすることが好ましい。

【0024】

Ｃｒ、Ｍｎ、Ｂ、Ｐ、Ａｌ、Ｚｒ、Ｔｉは合金強度を更に高め、かつ応力緩和を小さくする作用を有する。Ｓｎ、Ａｇは耐応力緩和性の向上に有効である。Ｚｎは銅合金板材のはんだ付け性および鋳造性を改善する。Ｃｒ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｆｅは不可避的不純物として存在するＰｂなどと高融点化合物を形成しやすく、また、Ｂ、Ｐ、Ｚｒ、Ｔｉは鋳造組織の微細化効果を有し、それぞれ熱間加工性の改善に寄与しうる。

【0025】

Ｃｒ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｍｎ、Ｂ、Ｐ、Ａｇ、Ａｌ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｆｅ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。

【0026】

［Ｍｇ－Ｓ系粒子］
本明細書において「Ｍｇ－Ｓ系粒子」とは、銅合金中に存在する化合物粒子のうち、粒子中央に電子線を照射した場合のＥＤＸ（エネルギー分散型蛍光Ｘ線分析）によりＭｇとＳが観測される粒子である。その粒子は化合物ＭｇＳを主体とするものであると考えられる。粒子径が０.５～３.０μｍ程度のＭｇ－Ｓ系粒子が分散していることにより、プレス成形性が向上する。本明細書でいうＭｇ－Ｓ系粒子の粒子径は特に断らない限り円相当径を意味する。すなわち、銅合金板材の断面内に観察されるある粒子の面積をＳ（μｍ²）とすると、面積Ｓを有する真円の直径Ｄ（μｍ）をその粒子の円相当径という。ここで、Ｓ＝π×Ｄ²／４である。

【0027】

発明者らの研究によれば、圧延方向および板厚方向に平行な断面（ＴＤ面）において、円相当径０.５μｍ以上のＭｇ－Ｓ系粒子が３００個／ｍｍ²以上の個数密度で存在するとき、適正クリアランスでせん断加工（プレス打抜き）を行った際に形成される切り口において、せん断面の割合が顕著に低減することがわかった。すなわちプレス打抜き性が顕著に改善される。これによりプレス金型の寿命が延伸し、大量生産において打抜き部品の高い寸法精度が維持され、部品の品質が安定する。ただし、円相当径０.５μｍ以上のＭｇ－Ｓ系粒子の平均粒子径が円相当径で３.０μｍを超えて大きくなると高強度化が妨げられ、場合によってはプレス打抜き性の改善効果も十分に得られなくなる。
Ｍｇ－Ｓ系粒子の平均粒子径および個数密度は以下の分析方法で求めることができる。

【0028】

（Ｍｇ－Ｓ系粒子の分析方法）
銅合金板材の圧延方向および板厚方向に平行な断面（ＴＤ面）を研磨して、ＥＤＸ測定用の試料面を得る。ＥＤＸ装置を備えるＦＥ－ＳＥＭ（電界放出型走査電子顕微鏡）により前記試料面を観察し、無作為に測定領域を定める。測定領域内に粒子の全体が存在する円相当径が０.５μｍ以上の全ての粒子についてＥＤＸ分析を行い、ＭｇとＳが検出される粒子を「Ｍｇ－Ｓ系粒子」と同定し、その数をカウントする。ＥＤＸ分析においては粒子の中央部に電子線を照射する。また、測定領域のＦＥ－ＳＥＭ画像をソフトウェアで処理することにより、測定領域内に存在する個々の粒子の円相当径を測定する。この操作を重複しない複数の測定領域について行い、「Ｍｇ－Ｓ系粒子」と同定された円相当径０.５μｍ以上の粒子の総数を測定領域の総面積で除することにより、「円相当径０.５μｍ以上のＭｇ－Ｓ系粒子の個数密度（個／ｍｍ²）」を算出する。また、それらの粒子についての円相当径の相加平均値を算出し、その値を「円相当径０.５μｍ以上のＭｇ－Ｓ系粒子の平均粒子径（μｍ）」とする。ここで、１つの測定領域の面積は０.０３ｍｍ²以上とし、測定領域の総面積は０.７５ｍｍ²以上となるようにする。なお、前記ＦＥ－ＳＥＭ観察において、１視野の領域を１つの測定領域としてもよいし、隣接するいくつかの視野を途切れないように繋ぎ合わせた領域を１つの測定領域に設定してもよい。

【0029】

［引張強さ・導電率］
本発明では圧延方向の引張強さが９００ＭＰａ以上である銅合金板材を対象とする。上述の化学組成に調整されたＣｕ－Ｎｉ－Ｃｏ－Ｓｉ系銅合金について、後述する条件での製造方法を適用することによって、引張強さ９００ＭＰａ以上の高強度を得ることができる。また、同時に４０％ＩＡＣＳ以上の導電率が得られる。このような高レベルの強度・導電性バランスは、通電部品の薄肉化、小型化のニーズに対応し得るものである。導電率に関しては４３％ＩＡＣＳ以上であるもの、あるいは更に４６％ＩＡＣＳ以上であるものを得ることも可能である。

【0030】

［平均結晶粒径］
一般に結晶粒径の微細化は強度向上や曲げ加工性の向上に有利となる。反面、クリープ現象の一種である応力緩和特性を重視する場合には、過小な結晶粒径は不利となる。薄肉化、狭ピッチ化が求められる通電部品への加工を想定した場合、ＪＩＳ Ｈ０５０１－１９８６に準拠した切断法による圧延方向に垂直な断面（ＬＤ面）の平均結晶粒径は、例えば１～２０μｍの範囲であることが好ましい。平均結晶粒径は以下の方法で測定することができる。

【0031】

（平均結晶粒径の測定方法）
板材の圧延方向に垂直な断面（ＬＤ面）を研磨したのちエッチングして観察面を作製する。その観察面を光学顕微鏡で観察し、観察画像を取得する。得られた観察画像上で、板厚方向位置が板厚の１／４位置、１／２位置（板厚中央）、３／４位置に圧延面に平行な直線を合計３本引き、ＪＩＳ Ｈ０５０１－１９８６に準拠した切断法により、それぞれの直線によって切断される結晶粒界の数をカウントすることにより、平均結晶粒径を算出する。この操作を無作為に選択した５視野について行い、各視野で得られた平均結晶粒径の相加平均値を、当該板材の平均結晶粒径として採用する。なお、光学顕微鏡として共焦点レーザー顕微鏡を使用することができる。

【0032】

［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。

【0033】

［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。銅合金の溶製において、一般的にＳは不純物として扱われ、通常、その含有量をできるだけ低減するように原料や精錬方法が管理される。これに対し本発明では、上述した所定含有量範囲のＳが銅合金中に取り込まれるように、Ｓ含有量の厳密なコントロールを行う必要がある。Ｓの添加には例えば予め調製しておいたＣｕ－Ｓ母合金を用いることができる。

【0034】

［熱間圧延］
Ｓは鋳片中にＭｇ－Ｓ系の粗大な化合物相の形成を招きやすいので、最終的にＭｇ－Ｓ系粒子が分散した所望の金属組織を得るためには、熱間圧延工程において、粗大な化合物相を分断しておくことが重要である。粗大な化合物相の分断には、変形抵抗の小さい高温域でできるだけ大きな加工度を稼ぐことが有利となる。しかし、Ｓは熱間加工性を低下させる元素でもあるので、割れが生じないように熱間圧延でのパススケジュールを慎重に管理する必要がある。そこで発明者らは熱間圧延実験を詳細に行った。その結果、以下の条件に従うことによって、上述した組成範囲の銅合金に対し、粗大な化合物相の分断と、熱間圧延での割れ防止を実現できることがわかった。

【0035】

（i）８００℃以上の温度で行う全ての圧延パスでの１パスあたりの圧延率を２０％以下とする。
（ii）かつ、９００℃以上の温度で行う圧延パスによる総圧延率を３８％以上とする。
ここで、各圧延パスでの圧延温度は、圧延ロールに噛み込まれる直前の材料の、放射温度計により測定される表面温度を採用することができる。
板厚ｔ₀（ｍｍ）から板厚ｔ₁（ｍｍ）までの圧延率は、下記（１）式により定まる。
圧延率（％）＝１００×（ｔ₀－ｔ₁）／ｔ₀ …（１）
ある圧延パスでの１パスあたりの圧延率は、当該圧延パスでの圧延前の板厚をｔ₀に、当該圧延パスでの圧延後の板厚をｔ₁にそれぞれ代入して（１）式を適用することによって定めることができる。また、９００℃以上の温度で行う圧延パスによる総圧延率は、圧延開始前の初期板厚をｔ₀に、圧延温度が９００℃以上である最後の圧延パスでの圧延後の板厚をｔ₁にそれぞれ代入して（１）式を適用することによって定めることができる。

【0036】

熱間圧延前の加熱は、例えば９２０～１０６０℃で６０～６００分保持する条件で行うことができる。上記（i）の１パスあたりの圧延率の下限は特に規定しないが、パス回数が多くなると不経済となるので、例えば圧延率５～２０％の範囲で設定すればよい。１０～２０％の範囲で設定することがより好ましい。上記（ii）の９００℃以上の温度で行う圧延パスによる総圧延率は、４０％以上とすることがより効果的である。９００℃以上の温度で行う圧延パスによる総圧延率の上限については特に規定しないが、例えば６５％以下の範囲で設定すればよい。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。

【0037】

［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。必要に応じて板厚調整のために更に中間焼鈍と冷間圧延を１回または複数回施してもよい。冷間圧延の圧延率は９０.０～９９.５％の範囲で設定することが好ましい。

【0038】

［溶体化処理］
溶体化処理は、析出強化を最大限発揮させる目的、および最終的にプレス打抜き性の向上をもたらすＭｇ－Ｓ系粒子の分布形態を得る目的で、３００℃から８００℃までの平均昇温速度を１０℃／ｓ以上とし、８００～１０２０℃で１０秒以上保持し、８００℃から５００℃まで平均冷却速度を５０℃／ｓ以上とする条件で行う。なお、平均冷却速度を大きくする手段としては、水冷あるいは油冷を用いればよい。昇温速度あるいは冷却速度が上記の範囲を下回って遅い場合は、９００ＭＰａ以上の高強度を安定して実現することが難しくなる。その理由については現時点では必ずしも明確ではないが、母相中にＭｇ－Ｓ系の析出物が存在するために、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｉの固溶挙動が通常とは異なっており、昇温過程および冷却過程を含めたヒートパターンを従来よりも厳密に制御する必要があるものと推察される。昇温速度あるいは冷却速度が遅い場合や、溶体化処理の保持温度が８００℃よりも低い場合や、８００℃以上での保持時間が短すぎる場合には、溶体化が不十分となって引張強さ９００ＭＰａ以上の高強度を安定して得ることが難しくなる。加えて、最終的に「円相当径０.５μｍ以上のＭｇ－Ｓ系粒子が３００個／ｍｍ²以上の個数密度で存在し、かつ円相当径０.５μｍ以上のＭｇ－Ｓ系粒子の平均粒子径が円相当径で３.０μｍ以下である」組織状態を得ることが難しくなり、高強度化とプレス成形性改善の両立が達成できない。また、これらのＭｇ－Ｓ系粒子は結晶粒の粗大化を抑制し、強度低下と曲げ加工性の低下を防止する効果もある。溶体化処理の保持時間が１０２０℃を超えて高くなると、結晶粒が粗大化して、強度低下や曲げ加工性の低下を招く恐れがある。８００℃以上での保持時間があまり長いと不経済となる。８００～１０２０℃での保持時間は１０～６００秒の範囲で設定することが好ましい。

【0039】

［時効処理］
次いで時効処理を行う。時効温度４００～５５０℃、その温度域での保持時間１～２４時間の条件範囲内で、要求特性に応じた時効処理条件を設定すればよい。

【0040】

［仕上冷間圧延］
時効処理後に行う最終的な冷間圧延を本明細書では「仕上冷間圧延」と呼んでいる。仕上冷間圧延の圧延率は１０～８０％の範囲で設定することが好ましい。コネクタ等の小型通電部品への加工用途を考慮すると、最終的な板厚は例えば０.０５～０.４０ｍｍの範囲で設定することが好ましい。板厚設定範囲を０.０５～０.２５ｍｍ、あるいは０.０６～０.１５ｍｍとしてもよい。

【0041】

［低温焼鈍］
最終的な熱処理として、残留応力の低減、曲げ加工性の向上、空孔やすべり面上の転位の低減による耐応力緩和性向上などを目的として低温焼鈍を行うことが好ましい。低温焼鈍の条件は、保持温度１５０～５００℃、保持時間５秒～５時間の範囲で再結晶が生じない加熱条件を採用すればよい。

【実施例】

【0042】

表１Ａ、表１Ｂ、表２Ａ、表２Ｂ（以下、「表１Ａ～表２Ｂ」と略記する。）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。Ｓの添加にはＣｕ－２０.１質量％Ｓ合金を用いた。得られた鋳片を１０００℃で３時間加熱したのち抽出して、厚さ１０ｍｍまで熱間圧延を施し、水冷した。熱間圧延条件は表１Ａ～表２Ｂ中に示してある。トータルの熱間圧延率は９０～９５％である。熱間圧延の最終パスの圧延温度はいずれも７００℃以上である。熱間圧延で割れが生じた一部の比較例（Ｎｏ.４１）を除き、熱間圧延後、表層の酸化層を機械研磨により除去（面削）し、冷間圧延を施して溶体化処理に供するための中間製品板材とした。各中間製品板材に表１Ａ～表２Ｂに示す条件で溶体化処理を施した。その後、時効処理、仕上冷間圧延、および低温焼鈍を施し、板厚０.１０ｍｍの板材製品（供試材）を得た。熱間圧延、溶体化処理以外の工程での主な製造条件も表１Ａ～表２Ｂ中に示してある。なお、表中に記載の熱間圧延および冷間圧延の圧延率の通知は小数点以下を四捨五入してある。

【0043】

各供試材について以下の調査を行った。

【0044】

［Ｍｇ－Ｓ系粒子の個数密度および平均粒子径］
前掲の「Ｍｇ－Ｓ系粒子の分析方法」に従い、供試材の圧延方向および板厚方向に平行な断面（ＴＤ面）についてＥＤＸ装置を備えるＦＥ－ＳＥＭで観察し、ＥＤＸ分析を行った。試料面は、コロイダルシリカ０.０４μｍを使用した機械研磨ののち、イオンミリングを行うことにより調製した。イオンミリング条件は、サンユー電子社製ＳＶＭ－７４１、加速電圧６ｋＶ、照射電流１２０μＡ、時間３０分、傾斜角度６０°とした。ＦＥ－ＳＥＭ観察では、日本電子社製ＪＳＭ－７２００Ｆ、倍率５００倍、電圧１５ｋＶ、電流レベル１２～１４、デッドタイム３０～６０％の条件で反射電子像を得た。１視野は１７０μｍ×２４０μｍの矩形領域である。粒子の構成元素であるＭｇ、Ｓ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｓｉは、金属素地であるＣｕよりも軽いので、反射電子像においてＭｇ－Ｓ系、Ｎｉ－Ｃｏ－Ｓｉ系、Ｎｉ－Ｓｉ系、Ｃｏ－Ｓｉ系の粒子はいずれも、金属素地より黒く写る。反射電子像を二値化処理すると、金属素地中に存在する粒子を明確に識別することができる。ここでは上記の反射電子像について、コントラストを３８００～４０００、ブライトネスを３００～８００に設定して二値化処理を行った。

【0045】

視野中に存在する粒子のうち、円相当径が０.５μｍ以上である全ての粒子について、ＥＤＸにより元素分析を行った。使用したＥＤＸ装置はオックスフォード・インストゥルメンツ社製Ｘ－ＭａｘＮ５０である。使用した解析ソフトウェアは同社製ＡＺｔｅｃ（Ｖｅｒ.４.０ ＳＰ２ ＨＦ１）である。測定条件は１粒子当たりの露光時間２秒、エネルギー範囲０～２０ｋｅＶ、チャンネル数２０４８とし、プロセスタイムはモード４を選択した。この装置を用いた粒子のＥＤＸ測定では、視野中に存在する各測定対象粒子の中央部に自動的に電子ビームの照準を合わせるようにプログラミングされている。ＭｇとＳの両方が検出された円相当径０.５μｍ以上粒子を「Ｍｇ－Ｓ系粒子」として選別した。ここでは、連続する４つの視野を長辺方向に面積率１０％で重なり合うようにつなげた領域を、１つの測定領域に設定した。１つの測定領域の面積は、４視野分の面積から重複部分の面積を差し引いた面積となるので、（０.１７ｍｍ×０.２４ｍｍ×４）－（０.１７ｍｍ×０.２４ｍｍ×０.１×３）＝０.１５１ｍｍ²である。この測定領域についてＭｇ－Ｓ系粒子の個数密度（個／ｍｍ²）および円相当径による平均粒子径（μｍ）を算出した。この操作を、繰り返し数ｎ＝５で無作為に設定した重複しない異なる測定領域について行った。測定領域の総面積は０.１５１ｍｍ²×５＝０.７５５ｍｍ²である。

【0046】

参考のため、図１に、二値化処理により粒子を明瞭化した１つの測定領域のＳＥＭ画像を例示する。これは本発明例であるＮｏ.１の供試材について、上述のように４つの視野をつなぎ合わせたものである。粒子のうち、Ｍｇ－Ｓ系粒子を赤色で表示したオリジナル画像を、モノクロ化して掲載してある。表示されている粒子のうち、個数割合で約４２％が赤色表示されたＭｇ－Ｓ系粒子である。残りの粒子はほぼＮｉ－Ｃｏ－Ｓｉ系粒子、Ｎｉ－Ｓｉ系粒子、Ｃｏ－Ｓｉ系粒子のいずれかであった。

【0047】

［平均結晶粒径］
上掲の「平均結晶粒径の測定方法」に従い、供試材の板材の圧延方向に垂直な断面（ＬＤ面）について、ＪＩＳ Ｈ０５０１－１９８６に準拠した切断法により平均結晶粒径を求めた。

【0048】

［導電率］
各供試材の導電率をＪＩＳ Ｈ０５０５に準拠してダブルブリッジ、平均断面積法により測定した。小型コネクタ等の通電部品に要求される導電性を考慮し、導電率が４０％ＩＡＣＳ以上のものを合格と判定した。

【0049】

［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。薄肉化が進むコネクタ等の通電部品として高い信頼性を確保する観点から、圧延方向の引張強さが９００ＭＰａ以上のものを合格と判定した。

【0050】

［プレス打抜き性］
板厚０.１０ｍｍの供試材について、プレス金型により５ｍｍ×５ｍｍの正方形の試験片を打抜く試験を行った。クリアランスは板厚に対し４％および１０％の２水準とした。正方形試験片に形成される４つの切り口（端面）のうち、対向する２つの切り口が圧延方向と平行になるように打抜きを行った。図２に、打抜かれた試験片の切り口の形状を模式的に示す。カエリのサイズ等は誇張して描いてある。試験片の圧延方向に平行な切り口について、レーザー顕微鏡により切り口の法線方向に見た表面高さを板厚方向（ポンチ軸方向）全長にわたってライン上で測定し、表面凹凸のプロファイルを作成した。そのプロファイルから、図２中に記号Ａで示すせん断面の長さを定め、せん断面と破断面に占めるせん断面の割合を求めた。ここでは測定の便宜上、図２中に記号Ｂで示すカエリ部分を含めた長さを破断面の長さとみなし、下記（２）式により「せん断面率」を求めた。このプレス打抜き試験ではカエリの高さは通常１μｍ未満となるので、カエリを破断面の長さに含めることによってプレス打抜き性の評価に支障は生じない。
せん断面率（％）＝１００×Ａ／（Ａ＋Ｂ） …（２）
この測定を試験片の圧延方向に平行な切り口（端面）内で１０箇所について行い、それぞれの箇所で（２）式によってせん断面率を求め、それらの相加平均値を算出し、その平均値を当該供試材のせん断面率として採用した。従来一般的なＣｕ－Ｎｉ－（Ｃｏ）－Ｓｉ系銅合金板材では、この試験において、せん断面率が５０～６０％程度になる。クリアランス４％および１０％の両条件でせん断面率が４０％以下となる供試材は、プレス打抜き性の顕著な改善効果が認められると判断できる。

【0051】

以上の結果を表１Ａ～表２Ｂに示す。

【0052】

【表1A】

【0053】

【表1B】

【0054】

【表2A】

【0055】

【表2B】

【0056】

所定量のＭｇおよびＳを含有し、熱間圧延および溶体化処理を本発明規定範囲の条件で行った本発明例の供試材については、いずれも圧延方向の引張強さが９００ＭＰａ以上の高強度と、４０％ＩＡＣＳ以上の導電率を有し、かつ、せん断面率が４０％以下と顕著なプレス打抜き性の改善効果が認められた。

【0057】

これに対し、比較例Ｎｏ.３１、３２、４６はＭｇおよびＳの含有量が少ないため円相当径０.５μｍ以上のＭｇ－Ｓ系粒子の個数密度が不足し、プレス打抜き性の改善（せん断面率の低減）が不十分であった。このうちＮｏ.３１、３２は更にＳｉ含有量も少ないため強度に寄与する析出物の形成が不十分となり、引張強さが低かった。
Ｎｏ.３３、３４、３６、４０はＳ含有量が少ないため円相当径０.５μｍ以上のＭｇ－Ｓ系粒子の個数密度が不足し、プレス打抜き性の改善（せん断面率の低減）が不十分であった。このうちＮｏ.３４は溶体化処理の保持時間が短いので固溶化が不十分となり、強度が低かった。Ｓ含有量が非常に少ないため微細なＭｇ－Ｓ系析出物による強度向上効果が十分に発揮されなかったものと考えられ、強度不足となった。
Ｎｏ.３５はＭｇ－Ｓ系相の存在によりＮｉ、Ｃｏ、Ｓｉの固溶挙動が通常とは異なっているにもかかわらず溶体化処理の昇温速度を本発明規定範囲よりも遅くしたので、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｉの固溶が不十分となったと考えられる。また、Ｓ含有量が多すぎるため粗大なＭｇ－Ｓ系粒子が多く生成した。これらの理由により、強度が低くなった。
Ｎｏ.３７、４３、４５は熱間圧延において９００℃以上のパスでの総圧延率が低かったので、鋳片中のＭｇ－Ｓ系相の分断が不十分となり、Ｍｇ－Ｓ系粒子の平均粒子径が大きくなりすぎた。その結果、強度が低かった。特にＮｏ.４３は溶体化処理の冷却速度も遅かったので、強度の低下が大きかった。
Ｎｏ.３８はＭｇ含有量が少ないため、Ｍｇの固溶強化と、(Ｎｉ,Ｃｏ)₂Ｓｉ、Ｎｉ₂Ｓｉ、Ｃｏ₂Ｓｉ析出物との相乗作用による強度向上作用が十分に発揮されず、強度が低かった。
Ｎｏ.３９はＭｇ含有量が多すぎるため導電率が低かった。また、粗大なＭｇ－Ｓ系粒子が多く、強度が低くなった。
Ｎｏ.４１はＳ含有量が多く、かつ熱間圧延で８００℃以上のパスでの１パスあたりの圧延率が大きかったので熱間圧延で割れが生じ、実験を中止した。
Ｎｏ.４２、４４はＳ含有量が少ないため円相当径０.５μｍ以上のＭｇ－Ｓ系粒子の個数密度が不足し、プレス打抜き性の改善が不十分であった。このうちＮｏ.４２は溶体化処理の冷却速度が遅いため強度に寄与する析出物の形成が不十分となり、強度が低かった。Ｎｏ.４４はＮｉとＣｏの合計含有量が少なすぎたので強度に寄与する微細な(Ｎｉ,Ｃｏ)₂Ｓｉ析出物が不足したと考えられ、強度が低かった。
Ｎｏ.４７は溶体化処理の保持温度が低いので固溶化が不十分となり、強度が低かった。また熱間圧延で９００℃以上での総圧延率を十分に確保するという手法を採用しなかったので鋳片中のＭｇ－Ｓ系相の分断が不十分となり、プレス打抜き性の向上効果が十分に発揮されなかった。

【図1】

【図2】