(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｆｅ：０．２〜３．０ｗｔ％、Ｐ：０．００１〜０．２ｗｔ％、Ｚｎ：０．０５〜１．０ｗｔ％を含有し、さらにＮｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｇのうち１種又は２種以上を合計で０．０２〜０．５ｗｔ％含有し、下記に示すＦｅ量条件式を満足し、残部が実質的にＣｕと不可避不純物である銅合金からなり、Ｆｅ又は／及びＦｅ基の金属間化合物が析出し、圧延表面の板幅方向の平均結晶粒径が３〜６０μｍで、かつその値の８０〜１２０％の寸法の結晶粒の数が全結晶粒の７０％以上であることを特徴とする高強度・高導電性銅合金板。
［Ｆｅ］−3.6×（［Ｐ］−0.18×［Ｎｉ］−0.26×［Ｃｏ］−0.20×［Ｃｒ］−0.85×［Ｍｇ］）≧0.5
ただし、［Ｆｅ］、［Ｐ］、［Ｎｉ］、［Ｃｏ］、［Ｃｒ］、［Ｍｇ］は銅合金中の各元素のｗｔ％を表す。
【請求項２】
さらに、Ａｌ、Ｓｎ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｉｎ、Ｔｉのうち１種又は２種以上を合計で０．００５〜０．５ｗｔ％含有することを特徴とする請求項１に記載された高強度・高導電性銅合金板。
【請求項３】
Ｏ：１００ｐｐｍ以下、Ｈ：１０ｐｐｍ以下であることを特徴とする請求項１又は２に記載された高強度・高導電性銅合金板。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、Ｆｅを含有し、Ｆｅ又は／及びＦｅ−Ｐに代表されるＦｅ基の金属間化合物を析出させた高強度・高導電性銅合金板、特に半導体用リードフレーム、端子、コネクター、ブスバーなどの電気・電子部品用に用いられる高強度・高導電性銅合金板に関し、良好なプレス打ち抜き性を有するものである。
【０００２】
【従来の技術】
Ｃｕ合金中にＦｅ又は／及びＦｅ−Ｐに代表される金属間化合物を析出させると、高強度・高導電率の銅合金が比較的簡単に得られるため、Ｃ１９４００（Ｃｕ−２．３ｗｔ％Ｆｅ−０．０３ｗｔ％Ｐ−０．１ｗｔ％Ｚｎ）、Ｃ１９７００（Ｃｕ−０．６ｗｔ％Ｆｅ−０．２ｗｔ％Ｐ−０．０５ｗｔ％Ｍｇ）など多種多用のＦｅ含有銅合金がリードフレーム、端子、コネクタなどの電気・電子部品用材料として大量に用いられている。
【０００３】
しかし、これらの材料を加工、成型する場合において、冷間圧延における板の波打ちや蛇行、残留応力の不均一、スリッターした条の蛇行、プレス打ち抜き加工（スタンピング加工）における曲がりやダレ（特に不均一なダレ幅及びダレ高さ）の発生、リード曲げ加工部の肌荒れや割れ、製品での強度低下などが発生するという問題があり、これが製品歩留りや加工時の生産性を低下させていた。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
ところで、Ｆｅ又は／及びＦｅ基の金属間化合物が析出する前記のＦｅ含有銅合金のように合金中に第２相が析出する銅合金においては、その熱処理において再結晶−結晶粒粗大化と析出が同時に進行する。このため、熱処理工程において、粗大に成長した結晶粒と加熱中の析出によって成長を止められた微細な結晶粒が混在した組織（以下、混粒組織と記述）となりやすい。この現象は、特にＦｅの含有量が０．２％以上である銅合金において顕著となる。
また、一度、混粒組織となるとその後の加工＆熱処理によって整粒組織の材料を製作することが極めて困難となる。そして、混粒組織を呈する材料においては、粗大化した結晶粒は微細な結晶粒よりも変形能が大きく、耐力が小さい。そのため、このような混粒組織を呈する材料においては、部位によって変形能及び強度が異なるという現象が発生する。
【０００５】
この混粒組織はＣ１９４００に代表されるＦｅの析出が主な析出物である銅合金において特に発生しやすく、その度合により部位による変形能及び強度の差が大きくなり、前記のような冷間圧延における板の波打ちや蛇行、残留応力の不均一、スリッターした条の蛇行、プレス打ち抜き加工における曲がりやダレ（特に不均一なダレ幅及びダレ高さ）の発生、リード曲げ加工部の肌荒れや割れ、製品での強度低下などの問題が発生する。
本発明は以上の知見に基づいてなされたもので、Ｆｅ含有銅合金からなる板（条を含む）において見られる上記の問題点、特にプレス打ち抜き性の改善を目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
Ｆｅ含有銅合金は、製造工程中に軟化、時効などの目的で行う熱処理によって、前述のように混粒組織となりやすく、また、一度混粒組織となるとその解消が難しく、製造工程、スタンピング工程において多大な問題を発生させる。逆に、熱延材及び水平連鋳材を冷延する工程中で行う第１回目の熱処理において整粒組織とし、その後時効処理によってＦｅ又は／及びＦｅ系金属間化合物を析出させると、さらに冷延−熱処理を行っても混粒組織となることはなく、前述の問題は発生しない。
【０００７】
このような観点から、整粒組織とするための諸条件を検討した結果、以下の銅合金板を得た。
本発明に係るプレス打ち抜き性に優れる高強度・高導電性銅合金は、Ｆｅ：０．２〜３．０ｗｔ％、Ｐ：０．００１〜０．２ｗｔ％、Ｚｎ：０．０５〜１．０ｗｔ％を含有し、さらにＮｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｇのうち１種又は２種以上を合計で０．０２〜０．５ｗｔ％含有し、下記式で示すＦｅ量条件式を満足し、残部が実質的にＣｕと不可避不純物である銅合金からなり、Ｆｅ又は／及びＦｅ基の金属間化合物が析出し、圧延表面の板幅方向の平均結晶粒径が３〜６０μｍで、かつその値の８０〜１２０％の寸法の結晶粒の数が全結晶粒の７０％以上であることを特徴とする。
［Ｆｅ］−3.6×（［Ｐ］−0.18×［Ｎｉ］−0.26×［Ｃｏ］−0.20×［Ｃｒ］−0.85×［Ｍｇ］）≧0.5
ただし、［Ｆｅ］、［Ｐ］、［Ｎｉ］、［Ｃｏ］、［Ｃｒ］、［Ｍｇ］は添加元素又は不可避不純物として銅合金中に含まれる各元素のｗｔ％を表す。
【０００８】
本発明に係る銅合金は、必要に応じて、Ａｌ、Ｓｎ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｉｎ、Ｔｉのうち１種又は２種以上を合計で０．００５〜０．５ｗｔ％含有する。そして、以上の銅合金において、Ｏ：１００ｐｐｍ以下、Ｈ：１０ｐｐｍ以下であることが望ましい。
さらに、銅合金中には不可避不純物として、Ａｇ、Ｃｄ、Ａｕ、Ｐｔ、Ｈｆ、Ｔｈ、Ｓｒ、Ｐｄ、Ｓ、Ｃ、Ｙ、Ｐｂ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｅ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｔｅ、Ｂなどが原料の地金やスクラップ及び炉材などから混入することがある。これらの元素のうち、Ｐｂ、Ｓについてはそれぞれ０．０１ｗｔ％以下、それ以外の元素についてはそれぞれ０．００５ｗｔ％以下、かつこれらの元素の総量が０．０１ｗｔ％以下であれば、本合金の特性を大きく損なうことはない。
【０００９】
本発明に係る銅合金板は、上記組成の銅合金に対し熱間圧延を終了した時点から、最初に再結晶を生じさせる熱処理までの冷間加工率を９０％以下とすることにより製造できる。あるいは、Ｆｅ又は／及びＦｅ基の金属間化合物を析出させる時効処理に先だって、４５０〜９５０℃の温度範囲に０．１℃／秒以上の速度で昇温し、その温度で５秒〜１０分間保持して再結晶させた後に、Ｆｅ又は／及びＦｅ基の金属間化合物を析出させる時効処理を行うことにより製造できる。
【００１０】
【発明の実施の形態】
以下、成分及び諸条件を上記の通りに限定した理由を説明する。
＜Ｆｅ量＞
Ｆｅ含有量が０．２％ｗｔ未満であると、Ｆｅ又はＦｅ基金属間化合物の析出量が少ないためリードフレーム、端子、コネクターに要求される最近の高強度化及び高耐熱性の要求に十分には応えることができない。従って、Ｆｅ含有量は０．２ｗｔ％以上必要である。また、Ｆｅ含有量が３．０ｗｔ％を越えると粗大なＦｅの晶出物が多量に発生し、これらの晶出物は強度向上にほとんど寄与せず、かえって曲げ加工性を劣化させ、プレス打抜き時に金型を摩耗させるため、Ｆｅ含有量は３．０％以下でなければならない。
従って、Ｆｅ含有量は０．２〜３．０ｗｔ％とする。この範囲の中で望ましい範囲は０．５〜２．６ｗｔ％、さらに望ましい範囲は、１．０〜２．１ｗｔ％である。
【００１１】
＜Ｐ量＞
Ｐは、Ｆｅとの安定な金属間化合物を形成し、Ｃｕの母相に析出して銅合金の耐力及び耐熱性を向上させる。さらに、後述するＮｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｇとの化合物を生成することで合金中に析出して剪断加工性を向上させる。しかし、Ｐの含有量が０．２ｗｔ％を越えた場合、熱間加工性が低下する。一方、Ｐが０．００１ｗｔ％未満の場合は、溶解鋳造時の脱酸が不十分となり溶湯の粘性が高くなる。この結果、鋳造時に酸化物を巻き込みやすくなり、巻き込んだ酸化物は製品欠陥となる。このため健全な鋳塊を得ることができず好ましくない。
従って、Ｐの含有量は０．００１〜０．２ｗｔ％とする。より好ましい範囲はＰ：０．０１〜０．１ｗｔ％である。
【００１２】
＜Ｚｎ量＞
Ｚｎはプレス金型の摩耗を低減する効果、マイグレーションの防止、銅合金のはんだ及びＳｎめっきの耐熱剥離性を改善する。Ｚｎの含有量が０．０５ｗｔ％未満の場合、所望の効果が得られない。一方、その含有量が１．０ｗｔ％を越えるとはんだ濡れ性が低下する。また、導電率の低下も激しくなる。従って、Ｚｎの含有量は０．０５〜１．０ｗｔ％とする。より好ましい範囲は、０．１〜０．３ｗｔ％である。
【００１３】
＜Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｇ量＞
Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｇは、Ｐとの化合物を生成し合金中に析出して剪断加工性（プレス打ち抜き性等）を向上させる。この化合物が合金中に分散されていると、母材との金属学的な連続性がないため剪断加工時に応力を集中的に受けてミクロクラックの発生源となり、剪断加工性を著しく向上させることができる。この効果は、これらの元素の１種又は２種以上の合計が０．０１ｗｔ％以上で顕著に示される。しかし、Ｆｅ−Ｐ化合物と比較して粗大な化合物として析出しやすく、粗大になった析出物は結晶が成長する際のピン止め効果を果たすことになる。このとき粗大な析出物の分布が不均一であると、熱処理を行った際に結晶成長が不均一となり、結果、混粒組織となりやすい。この現象は、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｇの１種又は２種以上の合計が０．５ｗｔ％を越えると顕著となる。
従って、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｇのうち１種又は２種以上の合計は０．０１〜０．５ｗｔ％とする。より望ましい範囲は０．０２〜０．３ｗｔ％である。
【００１４】
＜Ｆｅ量条件式＞
ＰはＦｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｇのいずれとも化合物を形成し母材中に析出する。しかし、添加元素又は不可避不純物として含有される上記元素の含有量が前記条件式を満たす場合、Ｐとの化合物を生成せずにＦｅ単体で析出するものが現れてくる。この単体で析出したＦｅは、Ｆｅ−Ｐ化合物として析出するよりも高強度化及び高耐熱化の作用をもつ。
一方、最近の各種電気電子機器の軽薄短小化及び実装密度の向上要求に対応するため、プレス打ち抜き時の剪断により発生する残留応力を小さくする技術が開発され、一般化している。この技術はリード打ち抜きに際して、リード先端を切り落とさず束ねたままの状態で、一度、数秒〜数分間の短時間熱処理を行いリード側面を抜いた時に生じた残留応力を逃がす。この後、残留応力が小さくなった時点でリード先端部を切り落とし、平坦性を確保するという技術である。この技術を適用するには、打ち抜き加工途中の焼鈍によって材料自身が軟化しないような高耐熱性が必要である。銅合金板の組成が上記Ｆｅ量の条件を満たすことで、この要求に対応することが可能となる。
従って、本発明に係る銅合金板の組成は上記Ｆｅ量条件式を満たすものとした。なお、さらに後述するＡｌ、Ｓｎ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｉｎ、Ｔｉの存在があれば、耐熱性を飛躍的に高めることが可能となり、プレス打ち抜き時に熱処理を行う場合に最適なものとなる。
【００１５】
＜平均結晶粒径、整粒化度＞
本発明の合金は熱処理上がり、冷延上がり又は冷延後、伸びを改善させるための低温−短時間加熱処理上がり、テンションアニーリング上がりあるいはテンションレベラー上がりとしても良いが、いずれの場合も圧延面で測定した板幅方向の結晶粒径が平均値が３〜６０μｍで、かつ整粒化度（平均結晶粒径の８０〜１２０％の寸法の結晶粒の数が全結晶粒の数に占める割合）が７０％以上である必要がある。ここで、板表面において板幅方向の結晶粒径を測定するのは、焼鈍上がりにおいてもその後圧延を加えても板幅方向の結晶粒径がほとんど変化しないためである。
【００１６】
結晶粒径の平均値を３〜６０μｍに限定するのは、結晶粒径が３μｍを下回った場合、かえって曲げ加工性が低下するためであり、６０μｍを超えた場合は曲げ加工性が不良となり、かつプレス打抜き加工時のダレ幅及びダレ高さが大きくかつ不均一となるからである（そのため、斜め上方又は斜め下方からダレ部分を見たとき、ダレ部分が凹凸の連なりにみえる・・・・ダレ部分の直線性が悪いともいう）。また、整粒化度を７０％以上と限定するのは、７０％を下回ると材料の曲げ加工性、プレス打ち抜き加工性、強度が低下するためである。さらに、平均結晶粒径は５〜４０μｍがより望ましく、整粒化度は８０％以上がより望ましく、この範囲内でプレス打ち抜き加工性や曲げ加工性がさらに向上する。
なお、平均結晶粒径は、表面をエッチングした試料の光学顕微鏡組織写真を用い、ＪＩＳ  Ｈ０５０１に規定されている切断法で測定する。整粒化度は、上記組織写真を画像解析装置で解析して求めることができる。
【００１７】
＜Ａｌ、Ｓｎ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｉｎ、Ｔｉ量＞
Ａｌ、Ｓｎ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｉｎ、Ｔｉは合金中に固溶することで強度を向上させるのみならず、Ｆｅ析出物（Ｆｅ及び／又はＦｅ基金属間化合物）と共存した状態では耐熱性を飛躍的に向上させる。
なお、プレス打ち抜きの剪断加工により発生した残留応力が除去されるには、材料を加熱し材料中の転位が容易に移動できるようにすることが重要である。転位が移動することで残留応力は除去される。しかし、転位が移動した場合、転位は対消滅を起こし転位密度が低下することとなる。言い換えれば転位の導入によって加工硬化していた材料が軟化してしまう。このとき、Ａｌ、Ｓｎ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｉｎ、Ｔｉが固溶しているとこれらの原子と空孔との親和性が強く、空孔サイトをこれら原子が埋めてしまう。結果、合金中の空孔量が減る。このため、転位の上昇運動が起きにくくなり、Ｆｅ析出物にトラップされた転位は移動しにくくなる。この結果、転位の対消滅を抑制し耐熱性が上昇することとなる。
この特性は、Ａｌ、Ｓｎ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｉｎ、Ｔｉのうち１種又は２種以上の合計が０．００５ｗｔ％未満では十分でなく、０．５ｗｔ％を超えると導電率の低下が生じるとともにはんだ濡れ性が低下するため好ましくない。従って、これらの元素の１種又は２種以上の含有量は０．００５〜０．５ｗｔ％とする。より望ましい範囲は０．０２〜０．３ｗｔ％である。
【００１８】
＜Ｏ量＞
Ｏは、Ｐと反応しやすい。Ｏが１００ｐｐｍを越えた場合、反応したＰは上述したＮｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｇとの化合物を形成できなくなる。結果、剪断加工性向上の効果が得られない。また、ＯはＳｉとも反応しやすく、１００ｐｐｍを越えた場合、Ｓｉの酸化物が多く形成されて鋳塊の清浄性が損なわれる。従って、Ｏの含有量は１００ｐｐｍ以下、さらに望ましくは３０ｐｐｍ以下とする。
＜Ｈ量＞
Ｈは、Ｏ量が１０ｐｐｍ以上含有される場合、Ｈ量が１０ｐｐｍを越えてくると、鋳造時の冷却過程でＯと結び付いて水蒸気となり、この水蒸気が鋳塊中にブローホール欠陥を生じてしまう。従って、Ｈの含有量は「１０ｐｐｍ以下、好ましくは４ｐｐｍ以下、さらに好ましくは２ｐｐｍ以下」と定める。
【００１９】
＜Ｓｉ量＞
ＳｉはＰと同様にＦｅとの安定な金属間化合物を形成し、Ｃｕの母相に析出して特に銅合金の耐熱性を向上させる。従って、前記範囲のＰの一部又は全部に代えて、又は前記範囲のＰに加えて、Ｓｉを添加することができる。しかし、Ｓｉが０．３ｗｔ％を越えてくると導電率の低下が激しく好ましくない。一方、ＳｉはＰと同様に脱酸作用を有し、Ｐ及びＳｉの総量が０．００１ｗｔ％未満であると、溶解鋳造時の脱酸が不十分となり溶湯の粘性が高くなる。この結果、鋳造時に酸化物を巻き込みやすくなり、巻き込んだ酸化物は製品欠陥となる。このため健全な鋳塊を得ることができず好ましくない。従って、Ｓｉを添加する場合は、Ｐ：０．２ｗｔ％以下（好ましくは０．０１〜０．１ｗｔ％）、Ｓｉ：０．３ｗｔ％以下、Ｐ及びＳｉの総量で０．００１ｗｔ％以上とする。好ましくは、Ｓｉ：０．００５〜０．１ｗｔ％、ＰとＳｉの総量が０．０２〜０．１ｗｔ％である。
なお、Ｓｉが存在する場合はその存在量に応じたＦｅ−Ｓｉ金属間化合物が形成されるが、銅合金の組成が前記の条件式を満足する限り、高強度化、高耐熱化について同等の作用が得られる。
【００２０】
＜最初の再結晶熱処理までの冷間加工率＞
本発明の銅合金は、例えば、熱間圧延、冷間圧延、再結晶を生じさせる熱処理、必要に応じてさらに冷間圧延又は／及び熱処理を組み合わせて板に製造されるが、この銅合金をその使用状態において前述の結晶粒径範囲に規定される整粒組織にするための１つの方法は、熱間圧延を終了した時点から最初に再結晶を生じさせる熱処理までの冷間加工率を９０％以下とすることである。
本発明の組成のＦｅ含有銅合金では、その熱処理において再結晶−結晶粒粗大化とＦｅ又は／及びＦｅ基の金属間化合物の析出が同時に進行し、混粒組織が形成されやすい。そして、熱間圧延終了時点から最初に再結晶を生じさせる熱処理まで９０％を越えて冷間加工した場合、導入された転移及び点欠陥により再結晶及び析出するサイトが増加し、再結晶−結晶粒粗大化と析出の反応速度が急激に大きくなる。そのため冷間加工率が９０％を越えると、後述する特殊な熱処理条件以外では熱処理条件をいかに工夫しても前述の結晶粒径範囲に規定される整粒組織とすることが困難となり、また、この熱処理でいったん混粒組織ができてしまうと、その後の加工熱処理で整粒組織を得ることが困難となる。
【００２１】
熱間圧延後最初の再結晶を生じさせる熱処理は、例えば４５０〜６００℃×３０分〜１０時間で行えばよい。さらに好ましくは５００〜６００℃×１〜５時間である。ただし、この熱処理時間は所定の温度になってからの保持時間である。昇温速度は０．１℃／ｓｅｃ未満が適当である。この熱処理は時効処理を兼ねるものであるが、この熱処理の後、必要に応じてさらに析出のための熱処理を行うこともできる。なお、再結晶を伴わない温度及び時間の熱処理であれば、熱間圧延を終了した時点から最初に再結晶を生じさせる熱処理までに、１回以上の熱処理を実施しても本発明の効果は阻害されない。
また、いったんこの熱処理を行って上記の整粒組織を得ると、その後に冷間加工又は／及び再結晶を伴わない熱処理（例えば析出処理、低温焼鈍）を行った場合はむろんのこと、再び再結晶を伴う熱処理を行った場合でも整粒組織を保つことは容易である。
【００２２】
＜時効処理に先立つ急速加熱処理条件＞
本発明の銅合金をその使用状態において前述の結晶粒径範囲に規定される整粒組織にするためのもう１つの方法は、冷間圧延後、時効処理に先だって、通常の時効処理の加熱より急速に加熱しかつ短時間で再結晶させることである。この方法では、熱間圧延を省略した製造方法にも適用でき（例えば薄板連鋳材の使用）、また、再結晶させる熱処理の前の冷間圧延の加工率は９０％を越えていてもよい。この急速加熱処理も、冷間圧延開始以降、最初の再結晶を生じさせる熱処理として行われるものである（再結晶を伴わない温度及び時間の熱処理であれば、冷間圧延開始以降、この急速加熱処理の前に、１回以上の熱処理を実施しても本発明の効果は阻害されない）。
この方法において加熱温度を４５０℃以上とするのは、４５０℃未満では０．１℃／秒以上の速度で昇温し、かつ５秒以上保持しても再結晶しないからである。また、９５０℃を超える温度に加熱すると加熱時間を５秒としても再結晶粒が粗大化し、目的とする良好な曲げ加工性、スタンピング性が得られないからである。従って、加熱温度範囲は４５０〜９５０℃とする。好ましくは、６００〜８００℃である。
加熱速度を０．１℃／秒以上とするのは、加熱速度が０．１℃／秒未満となると加熱中に析出が起き始め、結晶粒の成長速度に差を生じて微細結晶粒と粗大結晶粒の混粒組織となるからである。従って、加熱速度は０．１℃／秒以上でなければならない。好ましくは０．５℃／秒以上である。
【００２３】
さらに、上記条件で加熱しても、その保持時間が５秒未満では目的とする再結晶組織が得られず、１０分を越えて保持しても結晶粒の成長が停止し、又は結晶粒がかえって粗大化する。従って、保持時間は５秒〜１０分とする。１０秒〜５分がより好ましい。
なお、整粒組織とするための加熱処理には例えば連続焼鈍炉を用いればよく、材料の表面酸化や内部酸化を防止するために還元雰囲気（たとえば窒素−水素混合ガス雰囲気）で加熱し、冷却中の析出を防止するために加熱後急冷することが望ましい。室温までの冷却速度は５℃／秒以上であればその後の時効処理によって良好な特性が得られる。
【００２４】
この後、整粒組織とした材料を時効処理する。この時効処理には通常バッチ加熱式のベル型炉などを用いるが、導電率が特に必要でない場合などには連続熱処理炉を用いてもよい。バッチ加熱の場合には通常、Ｆｅ又は／及びＦｅの化合物が析出する３５０〜６５０℃で１〜３０時間程度材料を加熱する工程を採用する。なお、整粒組織を得るための急速加熱処理とその後の時効処理の間に、加工率が５０％以下であれば冷間圧延を行っても本発明の効果を阻害するものではない。なお、この冷間圧延は、材料中に転位及び点欠陥を導入しＦｅ又は／及びＦｅの化合物の析出効率を上げ、より低温、より短時間で時効析出を完了させ、導電率を高くするために行うものである。加工率が５０％を越えると前述した急速加熱により所定の整粒化度に再結晶させた結晶組織が、時効析出時にも局部的に再結晶を始め、所望の整粒化度から外れてしまう。その結果、所望のプレス打ち抜き性が得られなくなる。
【００２５】
【実施例】
以下、本発明の試験例１〜３を説明する。なお、各試験例において結晶粒径及び整粒化度、引張り強さ、導電率、プレス性、曲げ加工性及びはんだ濡れ性は、以下の方法で調査した。
（結晶粒径及び分布測定）
結晶粒径は、試料表面を研磨後エッチングして光学顕微鏡写真を撮影し、その組織写真からＪＩＳ  Ｈ０５０１に規定されている切断法（線分の向きは板幅方向）により測定した。なお、同一試料に対して５視野を観察し、その平均値を各試料の結晶粒径とした。
結晶粒径の分布は、上記の組織写真を画像解析装置を用いて解析した。すなわち、結晶粒を板幅方向に横切る線分の長さを３００個以上の結晶粒について測定し、それらの平均値と度数分布を求めた。表１に示す整粒化度は、この度数分布から平均結晶粒径の８０〜１２０％の寸法の結晶粒の数を求め、その個数が全結晶粒の数に占める割合（％）として算出した。
【００２６】
（引張強さ）
試験片の長手方向を圧延方向に平行としたＪＩＳ５号試験片を作製し、測定した。
（導電率）
ミーリングにより短冊状の試験片を加工し、ダブルブリッジ式抵抗測定装置により測定した。
（耐熱温度）
５分間加熱後のＨｖの低下量が、加熱前のＨｖの２０％の時の温度を耐熱温度という。
【００２７】
（プレス打ち抜き性）
バリの評価は、機械式プレスにより０．３ｍｍ幅のリードを打ち抜き、打ち抜いたリードのばり高さを測定して評価した。ばり高さは、１０個のリードのばり面を走査型電子顕微鏡で観察し、各最大バリ高さの平均値で示した。
ダレの評価は、機械式プレスにより０．３ｍｍ幅のリードを打ち抜き、打ち抜いたリードのダレ部分を斜め上方又は斜め下方から光学顕微鏡にて目視観察し、ダレ部分の凹凸のレベルを３段階で評価した。
（曲げ加工性）
ＪＩＳ  Ｈ３１３０の方法で板厚と同等の曲げ半径を有するＷ型の曲げ治具を用いて加工した。加工後のＷ曲げ部を目視で観察し、肌荒れ、クラックの有無で加工性を評価した。
【００２８】
（はんだ濡れ性）
短冊状の試験片に弱活性フラックスを塗布し、２４５±５℃に保持したはんだ浴（Ｓｎ／Ｐｂ＝６０／４０）に５秒間浸漬した後引上げ、試験片へのはんだの付着状況を観察し、ズレの有無及びはじきの有無で評価した。
（はんだ耐熱剥離）
短冊状の試験片に弱活性フラックスを塗布し、２４５±５℃に保持したはんだ浴（Ｓｎ／Ｐｂ＝６０／４０）にてはんだ付けした後、１５０℃のオーブンで１０００Ｈｒまで加熱した。この試験片を１８０゜曲げ戻しにて加工を加え加工部のはんだが剥離するか観察した。
【００２９】
［試験例１］
表１に示す化学組成の銅合金を、電気炉により大気中で、厚さ５０ｍｍ、幅８０ｍｍ、長さ２００ｍｍの鋳塊に溶製し、その後、この鋳塊を９００〜１０００℃で１Ｈｒ加熱した後、厚さ１２ｍｍに熱間圧延した。次に、上記熱間圧延材の表面を面削して酸化膜を除去するとともに、この後の冷間加工率を表２の条件に合うように板厚を２．５ｍｍ（８０％）、５ｍｍ（９０％）、１０ｍｍ（９５％）に面削で仕上げた。そして、０．５ｍｍまで冷間圧延を行った。なお、熱処理までの加工率を表２の条件にあわせるために面削にて板厚を仕上げたが、熱間圧延終了時点の板厚を表２の条件に合うように仕上げるなどしても良い（この点は試験例２、３でも同じ）。
【００３０】
【表１】
0003729662.tif 000002
【００３１】
この後、急速短時間加熱を行うものは表２の条件（加熱温度とその温度に達してからの保持時間）で実施し、引き続いて表２に示す条件で時効析出熱処理を行った。急速短時間加熱を行わないものは再結晶を伴う時効析出熱処理のみを行った。その後、加工率５０％の冷間圧延を行って厚さ０．２５ｍｍの試験片を作製し、上述の試験を実施した。なお、急速短時間加熱の昇温速度は５℃／ｓｅｃ、短時間加熱後の冷却速度は１０℃／ｓｅｃ以上、時効析出熱処理の昇温速度は０．０１℃／ｓｅｃとした。
【００３２】
【表２】
0003729662.tif 000003
【００３３】
表２から明らかなように、Ｎｏ．１〜７は熱間圧延を終了した時点から最初に再結晶を生じさせる熱処理までの冷間加工率を９０％以下に抑えるか（Ｎｏ．１、４、５）、又は急速短時間加熱と時効析出熱処理の組合せによって、整粒化された微細結晶粒を呈し、プレス打ち抜き性に優れ曲げ加工性も良好なものが得られた。
これに対して、Ｎｏ．８〜１５は、試料を調整できていないか、又はいずれかの特性が劣る。例えば、Ｆｅ量の条件を満たしていないものは（Ｎｏ．８、１５）、強度及び耐熱性が劣る。
【００３４】
［試験例２］
表３に示す化学組成の銅合金を、電気炉により大気中で、厚さ５０ｍｍ、幅８０ｍｍ、長さ２００ｍｍの鋳塊に溶製し、その後、この鋳塊を９００〜１０００℃で１Ｈｒ加熱した後、熱間圧延にて厚さ１２ｍｍに仕上げた。次に、上記熱間圧延材の表面を面削して酸化膜を除去するとともに、この後の冷間加工率を表４の条件に合うように板厚を２．５ｍｍ（８０％）、５ｍｍ（９０％）、１０ｍｍ（９５％）にそれぞれ面削で仕上げた。そして、０．５ｍｍまで冷間圧延を行った。
【００３５】
【表３】
0003729662.tif 000004
【００３６】
そして、表４に示すように、急速短時間加熱を行うものは昇温速度５℃／ｓｅｃ、加熱温度７６０℃、保持時間３０ｓｅｃにて急速短時間加熱を行い、水に焼入れ、引き続いて、昇温速度０．０１℃／ｓｅｃで加熱温度５５０℃に加熱し、４Ｈｒ保持して時効析出熱処理を行った。急速短時間加熱を行わないものは再結晶を伴う時効析出熱処理のみを行った。その後、加工率５０％の冷間圧延を行って厚さ０．２５ｍｍの試験片を作製し、結晶粒径・分布の測定及び各特性の調査を行った。
【００３７】
【表４】
0003729662.tif 000005
【００３８】
表４から明らかなように、Ｎｏ．１６〜２０は、熱処理までの冷間圧延加工率を９０％以下にするか、又は急速短時間加熱と時効析出熱処理の組合せにより整粒化された微細結晶粒を呈し、プレス打ち抜き性に優れ、同時に曲げ加工性及び電気・電子部品用銅合金に不可欠なはんだ濡れ性も良好であった。
一方、Ｎｏ．２１は、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｇの１種又は２種以上の総量が少ないことから、バリ高さがＮｏ．１５〜２０ほど小さくない。Ｎｏ．２２は、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｇの１種又は２種以上の総量が多いことから結晶組織が粗大となってプレス打ち抜き性（ダレ部の凹凸）及び曲げ加工性が劣る。Ｎｏ．２４は、Ａｌ、Ｓｎ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｉｎ、Ｔｉの１種又は２種以上の総量が多いために導電率が低く、さらにはんだ濡れ性が悪い。Ｎｏ．２３は、Ａｌ、Ｓｎ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｉｎ、Ｔｉの１種又は２種以上の総量が少ないため、Ｎｏ．１６〜２０ほど高い耐熱性が得られていない。Ｎｏ．２５は、Ｏ含有量が多く、Ｎｏ．１６〜２０ほどバリ高さが小さくない。また、Ｎｏ．２６は、鋳塊欠陥のため試料調整そのものができなかった。
【００３９】
［試験例３］
化学組成：Ｃｕ−２．１ｗｔ％Ｆｅ−０．０３ｗｔ％Ｐ−０．２ｗｔ％Ｚｎの銅合金を、電気炉により大気中で、厚さ５０ｍｍ、幅８０ｍｍ、長さ１５０ｍｍの鋳塊に溶製し、その後、この鋳塊を９００℃で１Ｈｒ加熱した後、熱間圧延にて厚さ１２ｍｍに仕上げた。次に、上記熱間圧延材の表面を面削して酸化膜を除去するとともに、この後の冷間加工率を表５の条件に合うように板厚を２．５ｍｍ（８０％）、５ｍｍ（９０％）、１０ｍｍ（９５％）にそれぞれ面削で仕上げた。そして、０．５ｍｍまで冷間圧延を行った。
この後、急速短時間加熱を行うものは表５の条件（加熱温度とその温度に達してからの保持時間）で実施し、それに引き続き昇温速度０．０１℃／ｓｅｃ、加熱温度５５０℃、保持時間４Ｈｒにて時効析出熱処理を行った。急速短時間加熱を行わないものは上記条件で再結晶を伴う時効析出熱処理のみを行った。その後、加工率５０％の冷間圧延を行って厚さ０．２５ｍｍの試験片を作製し、結晶粒径・分布の測定及び各特性の調査を行った。
【００４０】
【表５】
0003729662.tif 000006
【００４１】
表５から明らかなように、Ｎｏ．２７〜３４は、適正な加工率、急速短時間加熱、時効析出熱処理の組合せにより整粒化された微細結晶粒を呈することから、プレス打ち抜きによるダレ部の凹凸が極めて少なく、同時に曲げ加工性も良好であった。なお、急速短時間加熱の昇温速度が速いほど、結晶粒の微細化及び整粒化の度合いは大きくなることが示されている。
これに対して、Ｎｏ．３５は熱間圧延からの冷間加工率が９０％を越えたため、整粒化度が低下して混粒状態となることから、プレス打ち抜きによるダレ部の凹凸がひどく、さらに、曲げ加工においても肌荒れが生じた。Ｎｏ．３６は急速短時間加熱の昇温速度が小さい場合であり、十分な結晶粒の微細化及び整粒化が得られないため、同様にプレス打ち抜きによるダレ部の凹凸がひどく、曲げ加工においても肌荒れが生じた。Ｎｏ．３７は、急速短時間加熱の加熱温度が３５０℃と低く再結晶しなかったため混粒状態となり、やはりプレス打ち抜きによるダレ部の凹凸がひどく、曲げ加工ではクラックを生じた。Ｎｏ．３８は、急速短時間加熱の加熱温度が１０００℃と高く、結晶が粗大化したためにプレス打ち抜きによるダレ部の凹凸がひどく、曲げ加工では肌荒れを生じた。Ｎｏ．３９は、急速短時間加熱の加熱時間が長く、結晶が粗大化した例であり、同様にプレス打ち抜きによるダレ部の凹凸がひどく、曲げ加工では肌荒れを生じた。
【００４２】
【発明の効果】
本発明によれば、プレス打ち抜き性及び曲げ加工性に優れた高強度、高導電性銅合金を得ることができる。また、本発明によれば、適正な結晶粒径を持ち、
整粒化度の高い材料を得ることができるので、製造上の不具合（圧延・スリッター不具合）を減少させることができる。従って、本発明は、製品歩留りの向上及び加工時の生産性、品質の向上など多大な効果を有する。