特表 2024-538740 強度、電気伝導度及び曲げ加工性に優れた自動車又は電気電子部品用の銅合金板材の製造方法及びそれから製造された銅合金板材

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】公表特許公報(A)

(11)【公表番号】

(43)【公表日】2024-10-23

(54)【発明の名称】強度、電気伝導度及び曲げ加工性に優れた自動車又は電気電子部品用の銅合金板材の製造方法及びそれから製造された銅合金板材

(51)【国際特許分類】

   C22F 1/08 20060101AFI20241016BHJP

   C22C 9/06 20060101ALI20241016BHJP

   C22C 1/02 20060101ALI20241016BHJP

   C22F 1/00 20060101ALN20241016BHJP

【ＦＩ】

C22F1/08 B

C22C9/06

C22C1/02 503B

C22F1/00 602

C22F1/00 623

C22F1/00 630A

C22F1/00 630K

C22F1/00 661A

C22F1/00 681

C22F1/00 683

C22F1/00 685Z

C22F1/00 686B

C22F1/00 691B

C22F1/00 691C

C22F1/00 692A

C22F1/00 694A

C22F1/00 694B

C22F1/00 694Z

【審査請求】有

【予備審査請求】未請求

(21)【出願番号】P 2024521208

(86)(22)【出願日】2022-10-11

(85)【翻訳文提出日】2024-04-08

(86)【国際出願番号】 KR2022015296

(87)【国際公開番号】W WO2023096150

(87)【国際公開日】2023-06-01

(31)【優先権主張番号】10-2021-0166796

(32)【優先日】2021-11-29

(33)【優先権主張国・地域又は機関】KR

(81)【指定国・地域】

(71)【出願人】

【識別番号】518225805

【氏名又は名称】ポーンサン コーポレイション

【氏名又は名称原語表記】ＰＯＯＮＧＳＡＮ ＣＯＲＰＯＲＡＴＩＯＮ

(74)【代理人】

【識別番号】100079108

【弁理士】

【氏名又は名称】稲葉 良幸

(74)【代理人】

【識別番号】100109346

【弁理士】

【氏名又は名称】大貫 敏史

(74)【代理人】

【識別番号】100117189

【弁理士】

【氏名又は名称】江口 昭彦

(74)【代理人】

【識別番号】100134120

【弁理士】

【氏名又は名称】内藤 和彦

(72)【発明者】

【氏名】カン，ドク ホ

(72)【発明者】

【氏名】チェ，ヨン チョル

(72)【発明者】

【氏名】ホン，ヘ ミン

(72)【発明者】

【氏名】ジュ，ジャン ホ

(57)【要約】

【課題】高強度、高電気伝導度及び優れた曲げ加工性を有する自動車又は電気電子部品用の銅合金及びその製造方法を提供する。
【解決手段】所定のインゴットを得るステップ；得られたインゴットを９００℃～１０４０℃の温度範囲で熱間圧延するステップ；得られた板材を圧下率５０％以上で１次冷間圧延するステップ；得られた板材を４００℃～８００℃で１～３００分間で中間熱処理するステップ；得られた板材を圧下率７０％～９０％で２次冷間圧延するステップ；得られた板材を８２０℃～１０００℃の温度で２０秒～３００秒間で溶体化処理するステップ；得られた板材を圧下率１０％～５０％で仕上げ冷間圧延するステップ；及び得られた生成物を４４０℃～６００℃の温度で５分～３００分間で時効処理した後、３５０℃～４４０℃の温度で１時間～３０時間で時効処理する２段時効処理を含む自動車用及び電気電子部品用の銅合金板材の製造方法。

【特許請求の範囲】

【請求項1】

重量％で、１．５～３．４％のニッケル(Ｎｉ)、０．１～１．５％のコバルト(Ｃｏ)、０.３～１．２％のシリコン(Ｓｉ)、０．１～０．８％のスズ(Ｓｎ)、０．０１～０．４５％のクロム(Ｃｒ)、残部の銅(Ｃｕ)及び全量０．４％以下の不可避な不純物からなり、前記不可避な不純物は、Ｍｇ、Ａｌ、Ｐ、Ｃａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｎ、Ｆｅ、Ｚｒ及びＭｎからなる群から選択的に１種以上のものである、自動車又は電気電子部品用の銅合金板材を製造する方法であって、前記方法は、１．５～３．４％のニッケル(Ｎｉ)、０．１～１．５％のコバルト(Ｃｏ)、０．３～１．２％のシリコン(Ｓｉ)、０．１～０．８％のスズ(Ｓｎ)、０．０１～０．４５％のクロム(Ｃｒ)、残部の銅(Ｃｕ)及び全量０．４％以下の不可避な不純物を溶解及び鋳造してインゴットを得るステップ；
前記得られたインゴットを９００℃～１０４０℃の温度範囲で熱間圧延するステップ；
前のステップで得られた板材を圧下率５０％以上で１次冷間圧延するステップ；
前のステップで得られた板材を４００℃～８００℃で１～３００分間で中間熱処理するステップ；
前のステップで得られた板材を圧下率７０％～９０％で２次冷間圧延するステップ；
前のステップで得られた板材を８２０℃～１０００℃の温度で２０秒～３００秒間で溶体化処理するステップ；
前のステップで得られた板材を圧下率１０％～５０％で仕上げ冷間圧延するステップ；及び
前のステップで得られた生成物を４４０℃～６００℃の温度で５分～３００分間で時効処理した後、次いで、３５０℃～４４０℃の温度で１時間～３０時間で時効処理する２段時効処理を含む自動車用及び電気電子部品用の銅合金板材の製造方法。

【請求項2】

Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｉの含量は、３．５≦(Ｎｉ＋Ｃｏ)／Ｓｉ≦４．５を満たす請求項１に記載の銅合金板材の製造方法。

【請求項3】

Ｎｉ及びＣｏの含量は、Ｎｉ＋Ｃｏ≦３．５を満たす請求項１に記載の銅合金板材の製造方法。

【請求項4】

前記溶体化熱処理された板材は、以下の式を同時に満たす請求項１に記載の製造方法：
５≦結晶粒のサイズ(μｍ) Ｘ Ｉ｛２００｝／(Ｉ｛１１１｝＋Ｉ｛２２０｝＋Ｉ｛３１１｝)≦６０
２≦結晶粒のサイズ(μｍ) － Ｉ｛２００｝／(Ｉ｛１１１｝＋Ｉ｛２２０｝＋Ｉ｛３１１｝)≦１９
ここで、Ｉ｛１１１｝、Ｉ｛２００｝、Ｉ｛２２０｝、Ｉ｛３１１｝は、Ｘ線回折法で測定した各結晶面の回折ピークの回折積分強度である。

【請求項5】

溶体化処理後、２０～４０℃／ｓの速度で冷却する請求項１に記載の製造方法。

【請求項6】

２次冷間圧延時のパス回数は、５回～１０回である請求項１に記載の製造方法。

【請求項7】

請求項１乃至請求項６のいずれか１項に従って製造された自動車用及び電気電子部品用の銅合金板材。

【請求項8】

銅合金板材は、引張り強度８５０ＭＰａ以上、曲げ加工性が圧延方向及び圧延直角方向のいずれにおいてもＲ／ｔ≦１．０(１８０°曲げ)、及び電気伝導度は４０％ＩＡＣＳ以上である請求項７に記載の銅合金板材。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、強度、電気伝導度及び曲げ加工性に優れた自動車又は電気電子部品用の銅合金板材の製造方法及びそれから製造された銅合金板材に関し、特に、銅－ニッケル－コバルト－シリコン(Ｃｕ－Ｎｉ－Ｃｏ－Ｓｉ)系銅合金板材の製造方法及びそれから製造された銅合金板材に関する。

【背景技術】

【0002】

自動車又は電気・電子部品に用いられる銅合金材は、通電によるジュール(Ｊｏｕｌｅ)熱の発生を抑制するために良好な電気伝導度(ｅｌｅｃｔｒｉｃａｌ ｃｏｎｄｕｃｔｉｖｉｔｙ)が要求されると同時に、機器の組立て時又は作動時に与えられる応力に耐えられる高い強度(ｓｔｒｅｎｇｔｈ)が求められる。また、通常、自動車又は電気・電子部品は銅合金板材の形態で制作され、曲げ加工によって成形されることから優れる曲げ加工性(ｂｅｎｄａｂｉｌｉｔｙ)も求められる。

【0003】

高強度及び高導電性の観点から、自動車又は電気・電子部品用の銅合金として、従来のリン青銅、黄銅などに代表される固溶強化型銅合金の代わりに、析出硬化型銅合金の使用量が増加している。析出硬化型銅合金は、溶体化処理された過飽和固溶体を時効処理することで、微細な析出物が均一に分散され、合金の強度が高くなると共に、銅中の固溶元素量が減少し、電気伝導度が向上する。このため、強度、弾性などの機械的性質に優れ、電気伝導性、すなわち、熱伝導性が良好な材料が得られる。

【0004】

析出硬化型銅合金のうち、コルソン(ｃｏｒｓｏｎ)系合金と通称するＣｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金は、引張り強度７００ＭＰａ、電気伝導度４０％ＩＡＣＳの比較的に高い導電性、強度及び曲げ加工性を備える代表的な銅合金であって、現在、業界でその開発が活発に進行されている。このコルソン系合金は、銅マトリックス(Ｃｕ ｍａｔｒｉｘ)中にＮｉ－Ｓｉ系の微細な金属間化合物を析出させることで、強度及び電気伝導度の向上を図ることができる。但し、自動車又は電気・電子部品に適用する際、強度が十分ではないため、ニッケル(Ｎｉ)とシリコン(Ｓｉ)の含量を増加させるか、マグネシウム(Ｍｇ)などを添加するなどの方案が取られているが、追加元素の添加により、強度の上昇と共に伝導性が低下するという問題がある。最近、コルソン(ｃｏｒｓｏｎ)系合金のＮｉの一部をＣｏに置き換えた銅－ニッケル－コバルト－シリコン(Ｃｕ－Ｎｉ－Ｃｏ－Ｓｉ)系合金が活発に開発されている。しかし、電気・電子部品用素材が求める物性には顕著に足りない。

【0005】

韓国公開特許公報 第10-2009-0122303号では、銅－ニッケル－コバルト－シリコン(Ｃｕ－Ｎｉ－Ｃｏ－Ｓｉ)系合金の第２相の大きさ及び分布を制御して曲げ性を向上しているが、最終の物性は、引張り強度８００ＭＰａ、導電性４０％ＩＡＣＳに過ぎない。

【0006】

韓国公開特許公報 第10-2014-0056003号では、強度の確保のために、ニッケル(Ｎｉ)、コバルト(Ｃｏ)、シリコン(Ｓｉ)の含量を高め、析出物の分布及び結晶の配向性を制御し、降伏強度９５０ＭＰａ、導電率４０％ＩＡＣＳの物性を確保した。しかし、実際に合金を生産するに当たって、ニッケル(Ｎｉ)とコバルト(Ｃｏ)の合計含有量が３．５重量％を超えると、鋳造時にインゴットの内部に形成される粗大な介在物により、熱間圧延時に割れが発生する確率が高い。また、ニッケル(Ｎｉ)とコバルト(Ｃｏ)の含量を高めて強度を確保する代わりに、曲げ加工性が顕著に低いため、部品加工時に割れが発生する可能性が高く、電気・電子部品用素材には不適である。

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0007】

本発明は、強度、電気伝導度及び曲げ加工性に優れた自動車又は電気電子部品用の銅合金板材の製造方法及びそれから製造された銅合金板材を提供しようとする。

【課題を解決するための手段】

【0008】

本発明は、重量％で、１．５～３．４％のニッケル(Ｎｉ)、０．１～１．５％のコバルト(Ｃｏ)、０．３～１．２％のシリコン(Ｓｉ)、０．１～０．８％のスズ(Ｓｎ)、０．０１～０．４５％のクロム(Ｃｒ)、残部の銅(Ｃｕ)及び全量０．４％以下の不可避な不純物からなり、前記不可避な不純物は、Ｍｇ、Ａｌ、Ｐ、Ｃａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｎ、Ｆｅ、Ｚｒ及びＭｎからなる群から選択的に１種以上である自動車又は電気電子部品用の銅合金板材を製造する方法であって、前記方法は、１．５～３．４％のニッケル(Ｎｉ)、０．１～１．５％のコバルト(Ｃｏ)、０．３～１．２％のシリコン(Ｓｉ)、０．１～０．８％のスズ(Ｓｎ)、０．０１～０．４５％のクロム(Ｃｒ)、残部の銅(Ｃｕ)及び全量０．４％以下の不可避な不純物を溶解及び鋳造してインゴットを得るステップ；前記得られたインゴットを９００℃～１０４０℃の温度範囲で熱間圧延するステップ；前のステップで得られた板材を圧下率５０％以上で１次冷間圧延するステップ；前のステップで得られた板材を４００℃～８００℃で１～３００分間で中間熱処理するステップ；前のステップで得られた板材を圧下率７０％～９０％で２次冷間圧延するステップ；前のステップで得られた板材を８２０℃～１０００℃の温度で２０秒～３００秒間で溶体化処理するステップ；前のステップで得られた板材を圧下率１０％～５０％で仕上げ冷間圧延するステップ；及び前のステップで得られた生成物を４４０℃～６００℃の温度で５分～３００分間で時効処理した後、次いで３５０℃～４４０℃の温度で１時間～３０時間で時効処理する２段時効処理を含む自動車用及び電気電子部品用の銅合金板材の製造方法を提供する。

【0009】

前記製造方法において、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｉの含量は、３．５≦(Ｎｉ＋Ｃｏ)／Ｓｉ≦４．５を満たす。

【0010】

前記製造方法において、Ｎｉ及びＣｏの含量は、Ｎｉ＋Ｃｏ≦３．５を満たす。

【0011】

前記溶体化熱処理された板材は、下記式を同時に満たす：

【0012】

５ ≦ 結晶粒のサイズ（μｍ） Ｘ Ｉ｛２００｝／（Ｉ｛１１１｝＋Ｉ｛２２０｝＋Ｉ｛３１１｝） ≦ ６０

【0013】

２ ≦ 結晶粒のサイズ(μｍ) － Ｉ｛２００｝／(Ｉ｛１１１｝＋Ｉ｛２２０｝＋Ｉ｛３１１｝) ≦ １９

【0014】

ここで、Ｉ｛１１１｝、Ｉ｛２００｝、Ｉ｛２２０｝、Ｉ｛３１１｝は、Ｘ線回折法で測定した各結晶面の回折ピークの回折積分強度である。

【0015】

前記製造方法において、前のステップで得られた板材は、溶体化処理後、２０～４０℃／ｓの速度で冷却される。

【0016】

前記製造方法において、２次冷間圧延時のパス回数は、５回～１０回である。

【0017】

本発明は、前述した本発明の銅合金材の製造方法に従って製造された自動車用及び電気電子部品用の銅合金板材を提供する。

【0018】

前記銅合金板材は、引張り強度８５０ＭＰａ以上、曲げ加工性が圧延方法及び直角方法の両方においてＲ／ｔ≦１．０(１８０°曲げ)、及び電気伝導度４０％ＩＡＣＳ以上である。

【発明の効果】

【0019】

本発明は、強度、電気伝導度、曲げ加工性に優れた自動車用又は電気電子部品用の銅合金板材の製造方法及びそれから製造された銅合金板材を提供する。

【発明を実施するための形態】

【0020】

本明細書において、含量を％で示した場合には、特に指示のない限り、重量％を意味する。

【0021】

本発明は、強度、電気伝導度及び曲げ加工性が同時に向上した自動車又は電気電子部品用の銅合金板材の製造方法及びそれから製造された自動車又は電気電子部品用の銅合金板材を提供する。以下、本発明による電気電子部品用の銅合金板材の製造方法及びそれから製造された電気電子部品用の銅合金板材を順次に説明する。

【0022】

本発明による銅合金板材の製造方法は、重量％で、１．５～３．４％のニッケル(Ｎｉ)、０．１～１．５％のコバルト(Ｃｏ)、０.３～１.２％のシリコン(Ｓｉ)、０.１～０.８％のスズ(Ｓｎ)、０．０１～０．４５％のクロム(Ｃｒ)、残部の銅(Ｃｕ)及び全量０．４％以下の不可避な不純物からなり、前記不可避な不純物は、Ｍｇ、Ａｌ、Ｐ、Ｃａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｎ、Ｆｅ、Ｚｒ及びＭｎからなる群から選択的に１種以上である自動車又は電気電子部品用の銅合金板材を製造する方法であって、前記方法は、１．５～３．４％のニッケル(Ｎｉ)、０．１～１．５％のコバルト(Ｃｏ)、０．３～１．２％のシリコン(Ｓｉ)、０．１～０．８％のスズ(Ｓｎ)、０．０１～０．４５％のクロム(Ｃｒ)、残部の銅(Ｃｕ)及び全量０．４％以下の不可避な不純物を溶解及び鋳造してインゴットを得るステップ; 前記得られたインゴットを９００℃～１０４０℃の温度範囲で熱間圧延するステップ；前のステップで得られた板材を圧下率５０％以上で１次冷間圧延するステップ；前のステップで得られた板材を４００℃～８００℃で１分～３００分間で中間熱処理するステップ；前のステップで得られた板材を圧下率７０％～９０％で２次冷間圧延するステップ；前のステップで得られた板材を８２０℃～１０００℃の温度で２０秒～３００秒間で溶体化処理するステップ；前のステップで得られた板材を圧下率１０％～５０％で仕上げ冷間圧延するステップ；及び前のステップで得られた生成物を４４０℃～６００℃の温度で５分～３００分間で時効処理した後、次いで３５０℃～４４０℃の温度で１時間～３０時間で時効処理する２段時効処理ステップを含む。

【0023】

先ず、本発明による銅合金板材の成分元素の組成範囲は、以下の通りである。

【0024】

(ａ) ニッケル(Ｎｉ)： １．５～３．４％

【0025】

Ｎｉは、(Ｃｏ、Ｎｉ)_２Ｓｉ析出物を形成し、銅合金板材の強度及び電気伝導度の特性を向上させる元素である。その作用を十分に発揮するために、Ｎｉ含量は１．５％以上にする。一方、過剰のＮｉ含有は、析出物を形成し、母相に固溶状態で残るＮｉによって電気伝導度の低下、又は粗大析出物の生成による曲げ加工時の崩壊をもたらす要因となるので、Ｎｉ含量は、３．４％以下の範囲に制限される。

【0026】

(ｂ) コバルト(Ｃｏ)： ０．１～１．５％

【0027】

Ｃｏは、(Ｃｏ、Ｎｉ)_２Ｓｉ系析出物を形成し、銅合金板材の強度及び電気伝導度の特性を向上させ、析出温度が高く、高い温度で析出駆動力を向上させる効果が得られる元素である。この作用を十分に発揮するためには、０．１％以上のＣｏ含量を確保することが好ましい。但し、その量が過度になる場合、Ｓｉと析出物が形成できなかったＣｏは、銅基地内に固溶状態で存在する不純物となるか、高温で粗大析出物を形成し、かえって強度及び電気伝導度を減少させる効果をもたらすため、１．５％以下に制御することが好ましい。

【0028】

(ｃ) シリコン(Ｓｉ)： ０．３～１．２％

【0029】

Ｓｉは、(Ｃｏ、Ｎｉ)_２Ｓｉ系析出物の形成に必要な元素である。本発明による銅合金板材において、合金中のＮｉ、Ｃｏ及びＳｉは、時効処理によって全量が析出物となるのではなく、ある程度は母相中に固溶状態で存在する。固溶状態のＮｉ、Ｃｏ及びＳｉは、銅合金の強度を少し向上させるが、析出状態に比べてその効果が小さく、また電気伝導度を低下させる原因となる。そのため、Ｓｉ含量は、０．３～１．２％の範囲であることが好ましい。

【0030】

(ｄ) スズ(Ｓｎ)： ０．１～０．８％

【0031】

本発明者は、Ｓｎが合金の過飽和固溶体の形成温度を減少させることで、最終の時効処理時に強度を上昇させる効果があることを見出した。析出硬化型合金は、添加元素を銅基地内に固溶させる 溶体化処理後に冷却して過飽和固溶体を形成し、この後、時効処理を進行して、固溶されていた元素を微細なサイズに均一な分布で析出させることで、強度及び電気伝導度を確保する合金である。よって、銅基地内に添加元素を多く固溶させるほど、時効処理時に析出物の分布が増加し、析出の効果は増大する。本発明による銅合金板材において、含有される０．１～０．８％のスズは、スズを添加しない銅－ニッケル－コバルト－シリコン(Ｃｕ－Ｎｉ－Ｃｏ－Ｓｉ)系合金に比べて、過飽和固溶体を形成する温度を約２０℃程度減少させる。すなわち、同じ温度で溶体化処理を行う場合、Ｓｎを添加した合金がより多い元素を固溶させることができ、これは時効処理後にさらに高い強度を得ることになる。スズを０．１％未満に添加する場合、固溶度上昇の効果が得られず、０.８％を超える場合は、基地内にスズが多量に残存し、十分な電気伝導度が確保できない。

【0032】

(ｅ) クロム(Ｃｒ)： ０．０１～０．４５％

【0033】

本発明者は、クロム(Ｃｒ)が電気伝導度の増大に優れる効果があることを見出した。銅－ニッケル－シリコン(Ｃｕ－Ｎｉ－Ｓｉ)、及び銅－ニッケル－コバルト－シリコン(Ｃｕ－Ｎｉ－Ｃｏ－Ｓｉ)系合金のような析出硬化型合金の場合、溶体化処理後に長時間の時効処理によって、基地内に固溶されていた元素を基地外に排出して析出物を形成し、これによって電気伝導度が増加される。このとき、与えられた時効処理の温度に対する平衡状態の分率で析出物を形成するため、電気伝導度をさらに増大させるためには、銅の平衡温度の減少が必要である。

【0034】

クロム(Ｃｒ)を０．０１～０．４５％で添加する場合、低温でもＣｒはＳｉと反応してＣｒ－Ｓｉ系析出物を形成することで、基地内に残存しているＳｉをさらに多く排出することができる。すなわち、Ｃｒ添加によって時効処理の温度範囲で銅の固溶度をさらに下げることができ、電気伝導度上昇の効果が得られる。Ｃｒを０．０１％未満に添加する場合、時効処理の温度範囲で銅の固溶度減少の効果が得られず、０．４５％を超えて添加する場合は、Ｃｒ元素同士でかたまる真性の特性により、粗大な介在物として成長し、希望する強度が得られない。

【0035】

(ｆ) Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｉの重量比： ３．５≦(Ｎｉ＋Ｃｏ)／Ｓｉ≦４．５

【0036】

Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｉを前述した範囲内に制御しても、金属間化合物を形成する最適な重量比を備えない限り、析出物は十分に形成できない。よって、最大の強度及び電気伝導度を有することができない。Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｉの比率が以下の関係式を満たすとき、最も優れた強度及び電気伝導度が得られる。

【0037】

３．５≦(Ｎｉ＋Ｃｏ)／Ｓｉ≦４．５

【0038】

前述したＮｉ、Ｃｏ、Ｓｉの各元素の含量範囲を満たしても、前記した関係式を満たさない場合には、８５０ＭＰａ以上の引張り強度、４０％ＩＡＣＳ以上の電気伝導度、及びＲ／ｔ≦１．０の曲げ加工性を同時に得ることができない。(Ｎｉ＋Ｃｏ)／Ｓｉの比率が３．５未満である場合、Ｓｉが基地内に過固溶され、強度、電気伝導度及び曲げ加工性の低下をもたらし、逆に、４．５超えである場合は、ＮｉとＣｏが過固溶され、高い分率の析出物が得られない。

【0039】

(ｇ) Ｎｉ＋Ｃｏ≦３．５

【0040】

前述した(Ｎｉ＋Ｃｏ)／Ｓｉの比率を満たしても、前記した関係式を満たさない場合には、８５０ＭＰａ以上の引張り強度、４０％ＩＡＣＳ以上の電気伝導度を確保することができない。Ｎｉ＋Ｃｏの含量が３．５超えである場合、鋳造時に粗大な晶出物が形成され、熱間圧延時に割れが発生する可能性が高く、過度なＮｉとＣｏが基地内に過固溶され、電気伝導度の低下をもたらす。

【0041】

(ｈ) 不可避な不純物

【0042】

本発明による銅合金板材において、不可避な不純物は、選択的に含有可能な元素である。本発明の銅合金板材は、Ｍｇ、Ａｌ、Ｐ、Ｃａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｎ、Ｆｅ、Ｚｒ及びＭｎからなる群から選択的に１種以上の元素を全量０．４重量％以下の不純物として含むことができる。具体的に、Ｔｉは、鋳造凝固時に不可避的に生成される晶出物の凝集を妨げて、粗大な晶出物を形成することを抑制する効果があり、Ｍｇは、耐応力緩和性を向上させる作用を有し、Ｚｎ、Ｆｅは、銅合金板材のはんだ付け性及び鋳造性を改善する作用を有する。Ａｌ、Ｖ、Ｚｒは、強度を向上させる作用を有する。Ｐ、Ｃａは、脱酸効果があり、熱間加工性の向上に有利である。

【0043】

但し、本発明の銅合金板材内に前記した不純物の全量が０．４重量％を超える場合は、熱間加工時に側面割れ(ｓｉｄｅ ｃｒａｃｋ)を引き起こすため、０．４重量％以下に制御する必要がある。

【0044】

本発明による銅合金板材の製造方法は、前述のように、(１) １．５～３．４％のニッケル(Ｎｉ)、０．１～１．５％のコバルト(Ｃｏ)、０．３～１．２％のシリコン(Ｓｉ)、０．１～０．８％のスズ(Ｓｎ)、０．０１～０．４５％のクロム(Ｃｒ)、残部の銅(Ｃｕ)及び全量０．４％以下の不可避な不純物を溶解及び鋳造してインゴットを得るステップ(＝溶解及び鋳造ステップ)；(２)前記得られたインゴットを９００℃～１０４０℃の温度範囲で熱間圧延するステップ(＝熱間圧延ステップ)；(３)前のステップで得られた板材を圧下率５０％以上で１次冷間圧延するステップ(＝１次冷間圧延ステップ)；(４)前のステップで得られた板材を４００℃～８００℃で１～３００分間で中間熱処理するステップ(＝中間熱処理ステップ)；(５)前のステップで得られた板材を圧下率７０％～９０％で２次冷間圧延するステップ(＝２次冷間圧延ステップ)；(６)前のステップで得られた板材を８２０℃～１０００℃の温度で２０秒～３００秒間で溶体化処理するステップ(＝溶体化処理ステップ)；(７)前のステップで得られた板材を圧下率１０％～５０％で仕上げ冷間圧延するステップ(＝仕上げ冷間圧延ステップ)；及び(８)前のステップで得られた生成物を４４０℃～６００℃の温度で５分～３００分間で時効処理し、次いで３５０℃～４４０℃の温度で１時間～３０時間で時効処理する２段時効処理ステップ(＝２段時効処理ステップ)を含む。

【0045】

本明細書で詳細に説明しないが、前述した製造方法において、当業者が熱間圧延の後には、必要に応じて、面削りを行ってもよく、各々の熱処理の後には、必要に応じて、酸－洗い(ａｃｉｄ－ｗａｓｈｉｎｇ)、研磨、又は脱脂を行ってもよい。

【0046】

以下、各々の主な工程ステップに関して、より詳細に説明する。

【0047】

(１) 溶解及び鋳造ステップ

【0048】

前述した組成の成分を配合して溶解する。溶解は、全ての原材料が溶融されるように、１２５０℃～１３５０℃で加熱する。この溶解温度が１２５０℃より低い場合、溶湯の流動性が低下し、溶解温度が１３５０℃より高い場合は、溶湯内の酸素及び水素の溶解度が増加してインゴットの品質が阻害される。

【0049】

溶解を完了すると、１１８０℃～１２３０℃で３０分～１２０分間保持して、溶湯を安定化する。この溶湯安定化の条件は、当業者が当該分野における知識に基づいて適宜に決定することができる。

【0050】

溶湯安定化の作業を終了すると、インゴット鋳造を行う。鋳造時のインゴットの冷却速度は１００℃／ｍｉｎ～２００℃／ｍｉｎにする。冷却速度が１００℃／ｍｉｎ未満である場合、コスト面で実用的ではなく、２００℃／ｍｉｎを超える場合は、急激な冷却によってインゴットの内部に熱応力が発生し、割れが発生する。

【0051】

前述した溶解及び鋳造ステップは、一般の大気溶解炉で行う。例えば、高周波大気溶解炉が用いられる。Ｃｒ、Ｓｉなどのような一部成分の元素の酸化防止のために、不活性ガス雰囲気又は真空溶解炉で行われることがより好ましいことがある。

【0052】

(２) 熱間圧延ステップ

【0053】

前述のように得られたインゴットを９００℃～１０４０℃の温度範囲で圧延する。本発明の銅合金の熱間圧延は、圧延の途中に析出物を生成させないように、圧延終了後に急冷を施す。

【0054】

(３) １次冷間圧延ステップ

【0055】

前のステップで得られた板材を圧下率５０％以上で１次冷間圧延する。後述する中間熱処理ステップにおいて、キューブ組織のシード(ｓｅｅｄ)形成の駆動力を高めるために、圧下率を５０％以上にすることが好ましい。圧下率が５０％未満である場合、後続する中間熱処理ステップにおいて希望するだけの十分なキューブ組織のシード(ｓｅｅｄ)が形成されない。このシードは、中間熱処理ステップで形成される微細な再結晶粒である。

【0056】

(４) 中間熱処理ステップ

【0057】

前のステップで得られた板材を４００～８００℃で１分～３００分間で中間熱処理する。この範囲内で中間熱処理を行うとき、部分的に再結晶粒を形成し、キューブ組織のシード(ｓｅｅｄ)が形成される。

【0058】

通常の銅合金の製造工程における中間熱処理ステップは、以後に施される冷間圧延においてより容易に(小さい力で)希望する厚さに圧延するために、素材内に蓄積された電位などによって生成された応力を緩和するステップである。

【0059】

但し、本発明における中間熱処理の目的は、通常の目的とは異なり、熱間圧延後の冷間圧延によって形成された圧延組織中に部分的に再結晶させ、再結晶粒を生成することである。

【0060】

中間熱処理は、４００℃～８００℃で１分～３００分間行われる。熱処理温度が４００℃未満又は熱処理時間が１分未満である場合、再結晶が十分に行われず、後述する結晶粒サイズ、｛２００｝、｛１１１｝、｛２２０｝及び｛３１１｝結晶面の回折積分強度の関係式に定義する比率を得ることができず、熱処理温度が８００℃超え又は熱処理時間が３００分超えである場合、結晶粒の成長と同時に合金成分が固溶され、無作為配向性を有するので、これもまた後述する結晶粒サイズ、｛２００｝、｛１１１｝、｛２２０｝及び｛３１１｝結晶面の回折積分強度の関係式に定義する比率を得ることができない。具体的な内容は、以下の集合組織制御の項目に開示する。

【0061】

(５) ２次冷間圧延ステップ

【0062】

前のステップで得られた板材を圧延回数(パス回数)５～１０回、圧下率７０％以上で２次冷間圧延する。熱間圧延した後、冷却及び中間熱処理で生成された粗大な(Ｃｏ、Ｎｉ)_２Ｓｉ晶出物と析出物を十分に固溶するために、高い溶体化温度及び長い溶体化時間が求められる。特に、Ｃｏは、析出及び固溶温度が高いため、強度が確保できる程度に十分に固溶することが難しい。

【0063】

本発明者は、適宜な圧延条件を導入し、生成された粗大な(Ｃｏ、Ｎｉ)_２Ｓｉ晶出物と析出物を微細化して延伸することで、後述する溶体化処理で十分な固溶度が得られることを見出した。通常の圧延工程では、圧延回数を２～３回として目指す厚さを合わせるが、本発明では、圧延回数を５～１０回に設定している。圧延回数が５回未満である場合、粗大な(Ｃｏ、Ｎｉ)_２Ｓｉ晶出物と析出物を微細化することができず、後述する溶体化処理において十分な固溶が行われない。一方、圧延回数が１０回以上である場合、生産性が急激に減少し、実際の量産に適用し難い。また、５回～１０回で圧延を行っても、圧下率が７０％未満であれば、(Ｃｏ、Ｎｉ)_２Ｓｉ晶出物と析出物の微細化が行われず、後述する溶体化処理において再結晶の駆動力が減少し、希望する回折積分強度を得ることができない。

【0064】

(６) 溶体化処理ステップ

【0065】

前のステップで得られた板材を８２０℃～１０００℃の温度で２０秒～３００秒間溶体化処理する。従来の溶体化処理は、溶質元素を基地中に再固溶することと再結晶化のみを主な目的とするが、本発明において溶体化処理の目的は、キューブを主方位成分とする再結晶集合組織の形成も含む。

【0066】

溶体化処理は、８２０℃～１０００℃の温度範囲で行われる。温度が低過ぎる場合、再結晶が不完全であり、溶質元素の固溶も不十分となるので、後述する時効処理時に十分な強度及び電気伝導度が得られない。一方、温度が高過ぎる場合、結晶粒が粗大化するため、最終的に曲げ加工性に優れた高強度銅合金板材を得ることが困難である。また、前記した温度範囲で２０秒未満に熱処理する場合、再結晶が形成されず、キューブ組織を形成することができない。一方、３００秒を超えて熱処理する場合、結晶粒が粗大化するため、これもまた優れる曲げ加工性を得ることができない。

【0067】

溶体化処理後の板材は２０～４０℃／ｓの速度で冷却される。Ｃｏの場合、析出温度が高いため、溶体化処理後に２０℃／ｓ未満の速度で冷却される場合、固溶されていたＣｏ溶質が基地外に早く再排出され、後述する時効処理において十分な強度を確保することができず、冷却速度が４０℃／ｓを超える場合、板材内部の応力が発生し、板曲げなど板形状の低下が発生する。

【0068】

(７) 仕上げ冷間圧延ステップ

【0069】

前のステップで得られた板材を１０％～５０％の圧延率で仕上げ冷間圧延する。仕上げ冷間圧延によって強度レベルを向上させることができる。仕上げ冷間圧延の圧延率は１０％～５０％の範囲で行う。圧延率が１０％未満である場合、析出駆動力が足りないため、後述する時効処理ステップにおいて十分な強度を確保することができない。圧延率が５０％を超える場合は、強度レベルは向上するものの、キューブ組織は減少し、曲げ加工性が顕著に減少する。

【0070】

(８) ２段時効処理ステップ

【0071】

前のステップで得られた生成物を４４０℃～６００℃の範囲で５分～３００分間で１次時効処理し、次いで３５０℃～４４０℃で１時間～３０時間で２次時効処理する。

【0072】

通常、Ｃｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金の時効処理は、金属間化合物をの形成による強度上昇の作用が最も顕著に現れる４００℃～４５０℃の範囲で単一の熱処理で行うことが多い。

【0073】

しかし、本発明では、４４０℃～６００℃の範囲で１次時効処理、及び３５０℃～４４０℃の範囲で２次時効処理として施される。

【0074】

４４０℃～６００℃の範囲で行われる１次時効処理は、高温でＣｏ－Ｓｉ析出を増大させ、板材に適切な熱履歴を与えるためである。時効温度が４４０℃未満である場合、Ｃｏ－Ｓｉ析出物が形成されず、６００℃を超える場合は、析出物の再固溶が起こる。Ｃｏ－Ｓｉ析出物は、Ｃｏの比重の高い(Ｃｏ、Ｎｉ)_２Ｓｉ析出物を意味する。

【0075】

後続する３５０℃～４４０℃の範囲の２次時効処理は、１次時効で十分に析出されなかったＮｉ－Ｓｉの析出を増大させることで、強度及び電気伝導度をさらに向上させる。時効温度が３５０℃未満である場合、時効時間が長くなり、生産性が顕著に減少し、４４０℃を超える場合は、Ｎｉ－Ｓｉ析出物が形成されず、強度及び電気伝導度を十分に確保することができない。Ｎｉ－Ｓｉ析出物は、Ｎｉの比重の高い(Ｃｏ、Ｎｉ)_２Ｓｉ析出物を意味する。

【0076】

本発明による製造方法によって得られた銅合金板材

【0077】

(１) 再結晶分率

【0078】

圧延によって加工された結晶組織を一定の温度で加熱すると、加工によって蓄積された内部の応力が徐々に減少し、変形が残留している元の結晶粒子から内部変形のない新しい結晶の核が発生し、これが次第に成長し、元の結晶粒子と対峙していく現象を再結晶といい、この現象によって生成された粒子を再結晶粒という。特に定義されない限り、本発明では、中間熱処理ステップにおいて再結晶によって形成される結晶粒を再結晶粒という。

【0079】

本発明者は、中間熱処理の工程で形成される再結晶粒のサイズ及び分率が後述する溶体化処理においてキューブ分率を増大させることを見出した。

【0080】

本発明によれば、中間熱処理した試験片を圧延方向に対して平行な端面をエッチングした後、ＳＥＭを用いて組織を観察するとき、再結晶された組織の面積比率が６０％～９０％である場合、後述する溶体化処理においてキューブ組織の結晶面の分率が高く成長し、曲げ加工性が向上する。

【0081】

中間熱処理後に再結晶された組織の比率が６０％未満である場合、後述する溶体化処理において優先的な配向性のない無作為な組織としてそれぞれの結晶粒は成長し、再結晶された組織の比率が９０％を超える場合は、キューブ組織成長の駆動力が減少し、希望する集合組織を得ることができない。

【0082】

(２) 結晶粒のサイズ及び集合組織の制御

【0083】

Ｃｕ－Ｎｉ－Ｃｏ－Ｓｉ系銅合金板材の板面(圧延面)からのＸ線回折パターンは、一般に、｛１１１｝、｛２００｝、｛２２０｝、｛３１１｝の４つの結晶面の回折ピークで構成される。その他の結晶面のＸ線回折強度は、相対的に非常に小さいため、集合組織の制御面から無視できるレベルである。これらの結晶面のうち、｛２００｝は、いわゆるキューブ組織結晶面である。キューブ組織結晶面の分率が高く、他の結晶面の分率が低いとき、不均一な変形が抑制され、曲げ加工性が向上する。本明細書において、特に明示しない限り、Ｘ線回折積分の強度に関連する結晶粒は、溶体化処理後に板材に生成された結晶粒を意味する。

【0084】

本発明の銅合金板材の製造方法によれば、溶体化処理後に板材に生成された結晶粒のサイズは、５～２０μmの範囲である。結晶粒のサイズがこの範囲内である場合、強度を減少せず、曲げ加工性を向上させることができる。結晶粒のサイズが５μm未満である場合、素材の弾性を減少させ、バネ特性が不良であるため、部品に適用することが難しく、結晶粒のサイズが２０μmを超える場合は、強度の減少と共に曲げ加工性も低下する。

【0085】

但し、銅合金板材において、前述のように適宜な結晶粒サイズを有し、且つキューブ組織の分率を増大させることは、相互対立的な特性である強度と電気伝導度を同時に上昇させることのように難しい。より具体的には、キューブ組織のシードを形成させる方法は、合金組成ごとに異なるため、適宜なキューブ組織のシード形成方法を探す必要があり、キューブ組織のシードを成功的に形成しても、高い分率のキューブ組織に成長させるためには、組織の成長条件を探す必要がある。これは、全ての成分、含量及び中間生成過程を総合的に理解した上で挑戦すべき課題である。すなわち、キューブ組織の成長は高温で行われるため、結晶粒サイズが粗大化し易く、たとえここまで成功的に製造しても、圧延による加工硬化無しで、本発明で目的とする後述する強度、高電気伝導度及び曲げ加工性という物性を確保することは難しい。それは、物性を確保すべく圧延加工率を高めると、キューブ組織の分率が減少して、曲げ加工性が顕著に低下し、その反面、曲げ加工性を確保すべく圧延加工を導入しないか圧延加工率を減少させると、強度が増大できないためである。

【0086】

それにもかかわらず、本発明者は、驚くべきことに、本発明による銅合金板材の場合、溶体化処理後の結晶粒のサイズ及びキューブ組織の結晶面の分率が以下の２つの式を同時に満たすとき、不均一な変化が抑制され、曲げ加工性が向上されることを突き止めた。

【0087】

５ ≦ 結晶粒のサイズ(μm) Х Ｉ｛２００｝／(Ｉ｛１１１｝＋Ｉ｛２２０｝＋Ｉ｛３１１｝) ≦ ６０

【0088】

２ ≦ 結晶粒のサイズ(μm) － Ｉ｛２００｝／(Ｉ｛１１１｝＋Ｉ｛２２０｝＋Ｉ｛３１１｝) ≦ １９

【0089】

ここで、Ｉ｛１１１｝、Ｉ｛２００｝、Ｉ｛２２０｝、Ｉ｛３１１｝は、Ｘ線回折法で測定した各結晶面の回折ピークの回折積分強度である。

【0090】

溶体化処理後、結晶粒のサイズ及びＸ線回折積分強度の比率であるＩ｛２００｝／(Ｉ｛１１１｝＋Ｉ｛２２０｝＋Ｉ｛３１１｝の値が前述した式を同時に満たさない場合、曲げ加工性が急激に悪化する。

【0091】

前記した関係式は、前述した本発明の銅合金板材の製造方法によって製造するときに満たされる。特に、中間熱処理、２次冷間圧延及び溶体化処理の条件が前述した本発明の銅合金板材の製造方法に提示された条件内に含まれる必要がある。

【0092】

(３) 本発明の製造方法によって製造された銅合金板材の物性

【0093】

本発明の銅合金材は、引張り強度８５０ＭＰａ以上であり、電気伝導度は４０％ＩＡＣＳ以上であり、且つ曲げ加工性は圧延方向及び圧延直角方向がいずれも１８０度曲げ試験時にＲ／ｔ≦１．０以下である。

【0094】

本発明の銅合金材の強度は、引張り強度で示される。本発明の銅合金材の引張り強度は、８５０ＭＰａ以上である。引張り強度が８５０ＭＰａ未満では、自動車部品又は電気電子部品の組立て時又は作動時に与えられる応力に耐えることができず、部品間の接触圧力が低くなり、信頼性が低下するため、８５０ＭＰａ以上の引張り強度が必要である。

【0095】

本発明の銅合金材の電気伝導度は、４０％ＩＡＣＳ以上である。自動車用コネクタの場合、従来には５０～７０個であったピン数が１２０個以上に高密度化していて、発熱制御も重要な解決課題である。これに関連して、自動車用コネクタとして使用される銅合金材の場合、電気伝導度が４０％ＩＡＣＳ未満である場合、適宜な発熱制御を行うことが難しくなる。発熱制御が十分ではない場合、部品から発生する高い温度によって機器の寿命が低下する。よって、自動車又は電子電機部品用として用いられる銅合金材の電気伝導度は４０％ＩＡＣＳ以上が求められる。本発明の銅合金材は、Ｃｒによる基地の添加元素の固溶度の減少、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｉの含量比の最適化、及び(Ｃｏ、Ｎｉ)_２Ｓｉの析出の最大化が可能な２段時効処理によって４０％ＩＡＣＳ以上の電気伝導度を確保する。

【0096】

本発明の銅合金材の曲げ加工性は、圧延方向、圧延直角方向がいずれもＲ／ｔ≦１．０(１８０°曲げ)である。曲げ加工性のＲ／ｔ値が１.０を超える場合、狭幅加工品の曲げ加工時に曲げ割れが発生し、小型又は形状の複雑な加工品に適用することが難しいため、Ｒ／ｔ≦１．０の曲げ加工性が必要である。本発明の銅合金材は、本発明の製造方法のうち、中間熱処理、２次冷間圧延及び溶体化処理のステップの条件制御によって、前述した結晶粒のサイズ及び集合組織を制御することで、優れた強度及び電気伝導度を有すると共に、Ｒ／ｔ≦１．０の曲げ加工性を確保する。結晶粒のサイズ及び集合組織の制御の関係式は、前述した内容を参考すればよい。

【実施例】

【0097】

実施例１～１０
実施例１～１０の試験片を表１に示す組成で製造した。試験片の製造方法は、後述のようである。

【0098】

各実施例に従い、表１に示す組成で、１０ｋｇを基準として銅を含む合金元素を配合し、高周波大気溶解炉にて溶解した。溶解が完了した後、１２１０℃で４０分間保持て溶湯を安定化し、厚さ３５ｍｍ、幅１４０ｍｍ、長さ２００～２５０ｍｍのインゴットを鋳造した。

【0099】

得られたインゴットは、急速冷却及び収縮孔などの不良部を除去するために、下部(ｂｏｔｔｏｍ)と上部(ｔｏｐ)のそれぞれを３０ｍｍずつ切り出した後、中間部のインゴットを用いて、表２に示す条件で熱間圧延を行い、急冷した。熱間圧延後、両表面に形成された酸化スケールを除去するために、０．５ｍｍ厚さを面削りした。

【0100】

次いで、表２に示す条件によって、１次冷間圧延、中間熱処理、２次冷間圧延、溶体化処理、仕上げ圧延及び最終の２段時効処理を行った。

【0101】

最終的に、０．１ｔ厚さの板材試験片を製造した。

【0102】

比較例１～２６
各比較例も表１に示す組成で、表２に示す方法によって試験片を製造し、実施例１～１０で得られた試験片と同様に、評価試験を行った。

【0103】

【表1】

【0104】

【表2】

【0105】

一方、表１及び２に従って各試験片を製造する過程において、ＥＤＡＸ社のＥＢＳＤ(Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ)を用いて中間熱処理ステップでの再結晶の比率を算出し、ＦＥＩ社のＱｕａｎｔａ６５０ＦＥＧ(ＦＥ－ＳＥＭ)を用いて溶体化処理後の再結晶粒のサイズを測定した。代表的に、実施例１の溶体化処理ステップで測定した再結晶粒のサイズは８μmである。

【0106】

また、Ｘ線回折装置を用いてＸ線回折ピーク積分強度を測定し、Ｘ線回折装置の管(Ｔｕｂｅ)電圧４０ｋＶ、管電流３０ｍＡで、Ｃｕ－Ｋα_１の特性Ｘ線を用いて、試料板面(圧延面)に対して｛２００｝、｛２２０｝、｛１１１｝、｛３１１｝結晶面のＸ線回折ピークの積分強度を求めた。例えば、前述した方式によって得られた実施例１の溶体化処理ステップにおいて、Ｉ｛２００｝／(Ｉ｛１１１｝＋Ｉ｛２２０｝＋Ｉ｛３１１｝)回折ピークの積分強度比は１．５である。

【0107】

先に求めた再結晶粒のサイズとＩ｛２００｝／(Ｉ｛１１１｝＋Ｉ｛２２０｝＋Ｉ｛３１１｝)回折ピークの積分強度の比を用いて、溶体化処理ステップにおいて、再結晶粒のサイズ－Ｉ｛２００｝／(Ｉ｛１１１｝＋Ｉ｛２２０｝＋Ｉ｛３１１｝)の値と再結晶粒のサイズｘＩ｛２００｝／(Ｉ｛１１１｝＋Ｉ｛２２０｝＋Ｉ｛３１１｝)の値を決定した。実施例１の溶体化処理ステップにおいて、再結晶粒のサイズ－Ｉ｛２００｝／(Ｉ｛１１１｝＋Ｉ｛２２０｝＋Ｉ｛３１１｝)の値は６．５であり、再結晶粒のサイズｘＩ｛２００｝／(Ｉ｛１１１｝＋Ｉ｛２２０｝＋Ｉ｛３１１｝)の値は１２である。その他の実施例及び比較例に対しても同様な方式によって算出した値を表３に示す。

【0108】

実施例１～１０及び比較例１～２５のうち、無事に試験片が製造された場合、得られた各試料の引張り強度、電気伝導度及び曲げ加工性を以下のような方法によって評価した。

【0109】

試験例
(引張り強度)
引張り試験機を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準じて、圧延方向に引張り強度を測定した。その結果は表３に示す。

【0110】

(曲げ加工性)
曲げ加工性は、圧延方向と平行方向(ｂａｄ ｗａｙ)及び圧延方向と直角方向(ｇｏｏｄ ｗａｙ)完全密着曲げ試験(１８０°完全密着Ｕ曲げ試験)を行った。耐曲げ半径をＲ、素材厚さをｔとし、圧延方向と平行方向(Ｂａｄ ｗａｙ)及び圧延方向と直角方向(Ｇｏｏｄ ｗａｙ)に完全密着(１８０°完全密着Ｕ曲げ試験、Ｒ／ｔ≦１．０条件)曲げ試験を行い、光学顕微鏡で割れが確認されない場合はＯ、割れが確認された場合はＸと評価した。その結果は表３に示す。

【0111】

(電気伝導度)
電気伝導度は、ＦＯＥＲＳＴＥＲ社のＳＩＧＭＡＴＥＳＴを用いて、試験片の表面を研磨し、酸化スケールを全て除去した後、２４０ｋＨｚ周波数で試験片の表面の電気伝導度を測定した。その結果を表３に示す。

【0112】

【表3】

【0113】

表３から分かるように、実施例１～１０は、引張り強度８５０ＭＰａ以上、電気伝導度４０％ＩＡＣＳ以上、及び圧延方向と平行方向(Ｂａｄ ｗａｙ)及び圧延方向と直角方向(Ｇｏｏｄ ｗａｙ)に１８０°完全密着Ｕ曲げ試験時にＲ／ｔ≦１．０以下であることが確認できる。すなわち、実施例１～１０の試験片は、高強度、高伝導性及び優れた曲げ加工性を有している。

【0114】

一方、比較例１は、Ｎｉ含量が１．２％と低いため、基地内に固溶されているＳｉの影響によって、強度及び電気伝導度がいずれも減少した。

【0115】

比較例２は、ＮｉとＣｏの含量の和が４．１９％と高過ぎて、ＮｉとＣｏが銅基地内に過固溶され、高い分率の析出物を形成しないため、高い強度及び電気伝導度が得られなかった。

【0116】

比較例３は、不純物であるＡｌとＭｎの含量が０．７％以上に過度に添加され、熱間圧延中に側面割れが発生し、完成試験片が製造できなかった。

【0117】

比較例４は、(Ｎｉ＋Ｃｏ)／Ｓｉ比率が５．３５と高過ぎて、Ｓｉと析出物を形成した後に残ったＮｉとＣｏが過固溶され、高い分率の析出物を形成することができず、基地内に残存し、強度及び電気伝導度が確保できなかった。

【0118】

比較例５は、Ｃｒ含量が０．７５％と過度に添加され、粗大な介在物の形成によって、低い強度及び曲げ試験時の割れが発生した。

【0119】

比較例６は、中間熱処理の条件を３１０℃ｘ２７５分として低過ぎる温度で熱処理し、キューブ組織を形成するための十分な再結晶の比率を得られず、溶体化処理において希望する集合組織の分率が得られない。結果として、圧延方向と平行方向(ｂａｄ－ｗａｙ)の１８０°曲げ試験時にＲ／ｔ＝１．０で曲げ部割れが発生した。

【0120】

比較例７は、２次冷間圧下率５０％で、低過ぎる２次冷間圧下率で圧延し、中間熱処理後に粗大となった析出物が十分に微細化されず、溶体化処理時に固溶度が低下し、最終的に十分な強度が確保できない。十分な再結晶の駆動力が得られなかったため、溶体化処理時に低いキューブ組織の分率を有し、結果として、曲げ試験時に曲げ部割れが発生した。

【0121】

比較例８は、２次冷間圧延を２回のパス回数で行った。その結果、過度に少ないパス回数で圧延を行い、中間熱処理後に粗大となった析出物が十分に微細化されず、溶体化処理時に固溶度が低下し、最終的に十分な強度が確保できなかった。

【0122】

比較例９は、溶体化処理の条件を７００℃ｘ２５０秒とし、低過ぎる温度で熱処理を行って試験片を製造した。低い温度で熱処理を行ったため、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｉ、Ｃｒなどの合金成分を基地内に完全固溶せず、これにより、最終の時効処理で強度の確保ができなかった。

【0123】

比較例１０は、溶体化処理後に冷却条件を１０℃／ｓｅｃとし、低過ぎる速度で冷却を行った。その結果、溶体化処理で基地内に固溶されていた溶質が遅い冷却速度によって冷却中に基地外に素早く再排出され、これにより、時効処理において十分な強度が確保できなかった。

【0124】

比較例１１は、仕上げ圧延の圧下率を７０％に増大して試験片を製造した。仕上げ圧延の圧下率が高過ぎて、強度の上昇は顕著に行われたが、電気伝導度及び曲げ加工性の低下をもたらした。曲げ試験時に曲げ部割れが発生した。

【0125】

比較例１２は、１次時効処理を行わず、２次時効条件で単独で時効処理を行って試験片を製造した。その結果、析出が十分に行われず、十分な強度及び電気伝導度が得られなかった。

【0126】

比較例１３は、２次時効処理の条件を４８０℃ｘ５ｈｒとし、高い温度で熱処理を行って試験片を製造した。その結果、高い温度によってＮｉ－Ｓｉ系析出物を十分に形成せず、強度及び電気伝導度がいずれも低い値となった。

【0127】

比較例１４は、Ｓｎ含量が１．２％と高過ぎる分率で添加された。その結果、析出処理後にも基地内に残存するＳｎ含量が高く、低い電気伝導度の値となった。

【0128】

比較例１５は、Ｃｒ含量が０．０１％と過度に低く添加され、時効処理時に固溶度減少の効果が得られず、十分な電気伝導度が確保できなかった。

【0129】

比較例１６は、Ｓｉ含量が１．３％と過度に添加され、十分な析出物が得られず、十分な強度及び電気伝導度が確保できなかった。

【0130】

比較例１７は、Ｎｉ含量が４．２％と過度に添加され、析出物が形成できなくて、基地内に残存するＮｉの影響によって十分な電気伝導度が確保できず、粗大な析出物の形成によって曲げ加工性が減少した。

【0131】

比較例１８は、Ｃｏ含量が１．７％と過度に添加され、高い(Ｎｉ＋Ｃｏ)／Ｓｉを有し、十分な強度及び電気伝導度が確保できなかった。

【0132】

比較例１９は、Ｓｉ含量が０．２％と顕著に低いため、十分な析出物が形成できず、強度及び電気伝導度が確保できなかった。

【0133】

比較例２０は、Ｓｎ含量が０．０３％と過度に低く添加された。その結果、溶体化時に固溶度上昇の効果が得られず、これによって十分な強度が得られなかった。

【0134】

比較例２１は、１次冷間圧延の圧下率が３０％と低く、中間熱処理時に十分な再結晶粒の面積％が得られなかった。結果として、溶体化時に再結晶粒のサイズｘＩ｛２００｝／(Ｉ｛１１１｝＋Ｉ｛２２０｝＋Ｉ｛３１１｝)を満たす値が得られず、曲げ加工性が顕著に減少した。

【0135】

比較例２２は、中間熱処理の温度が９００℃と高過ぎて、中間熱処理時に完全再結晶が発生した。結果として、溶体化処理時に再結晶粒のサイズ－Ｉ｛２００｝／(Ｉ｛１１１｝＋Ｉ｛２２０｝＋Ｉ｛３１１｝)を満たす値が得られず、これによって曲げ加工性が確保できなかった。

【0136】

比較例２３は、溶体化の温度が１０３０℃と高過ぎて、結晶粒の成長が急激に発生し、再結晶粒のサイズ－Ｉ｛２００｝／(Ｉ｛１１１｝＋Ｉ｛２２０｝＋Ｉ｛３１１｝)を満たす値が得られなかった。結果として、十分な曲げ加工性が確保できなかった。

【0137】

比較例２４は、溶体化の時間が短く、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｉ、Ｃｒが十分に固溶されず、強度が確保できなかった。また、微細な再結晶粒サイズによって再結晶粒のサイズｘＩ｛２００｝／(Ｉ｛１１１｝＋Ｉ｛２２０｝＋Ｉ｛３１１｝)を満たす値が得られず、曲げ加工性も確保できなかった。

【0138】

比較例２５は、溶体化の時間が長過ぎて、結晶粒が粗大に成長し、これによって十分な曲げ加工性が確保できなかった。

【国際調査報告】