(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
２〜１５質量％のＺｎ、０．１〜０．６質量％のＳｎ、０．００５〜０．１質量％のＣａを含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなる組成を有する電気電子機器用銅合金であって、圧延面に平行な面に観察される直径０．１μｍ以上５μｍ以下の化合物粒子の平均粒径が０．３〜０．８μｍ、直径５μｍ超の化合物粒子の頻度が１０個／ｍｍ2以下である銅合金。
【請求項２】
更に最大で０．６質量％のＭｇを含有する請求項１に記載の銅合金。
【請求項３】
更に、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｐ、Ｓｉ及びＡｇの群から選ばれた少なくとも一種を最大で０．５質量％含有し、但し、Ｐを含有する場合のＰの最大含有量は０．０９質量％とする請求項１又は２に記載の銅合金。
【請求項４】
更に、Ｓ及びＯを合計で１０〜８０質量ｐｐｍ含有する請求項１〜３の何れか１項に記載の銅合金。
【請求項５】
請求項１〜４の何れか一項に記載の銅合金を備えた電子部品。
【請求項６】
請求項５に記載の電子部品を備えた電気電子機器。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は電気電子機器に使用される端子、コネクタ、リレー又はスイッチ等の電子部品の材料として好適なＣｕ−Ｚｎ−Ｓｎ−Ｃａ合金に関し、中でも、優れた強度、導電率、曲げ加工性及びプレス打ち抜き加工性が要求される用途に好適なＣｕ−Ｚｎ−Ｓｎ−Ｃａ合金に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
電気電子機器の各種端子、コネクタ、リレー又はスイッチ等には、製造コストを重視する用途では低廉な黄銅が使用されている。また、ばね性が重視される用途ではりん青銅が使用され、ばね性及び耐食性が重視される用途では洋白が使用されている。これら銅合金は固溶強化型銅合金であり、合金元素の作用により強度やばね性が向上する反面、導電率や熱伝導率が低下する。
【０００３】
近年、固溶強化型銅合金に替わり、析出強化型銅合金の使用量が増加している。析出強化型銅合金は、合金元素をＣｕ母地中に微細化合物粒子として析出させることを特徴とする。合金元素が析出する際に、強度が上昇し、同時に導電率も上昇する。したがって、析出硬化合金では、固溶強化型銅合金に対し、同じ強度でより高い導電率が得られる。析出強化型銅合金としては、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金、Ｃｕ−Ｂｅ系合金、Ｃｕ−Ｔｉ系合金、Ｃｕ−Ｚｒ系合金等がある。
【０００４】
しかし、析出強化型銅合金では、合金元素をＣｕ中に一旦固溶させるための高温・短時間の熱処理（溶体化処理）及び合金元素を析出させるための低温・長時間の熱処理（時効処理）が必要であり、その製造プロセスは複雑である。また、合金元素として、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｂｅ等の活性元素を含有しているため、インゴット品質の作りこみが難しい。したがって、析出強化型銅合金の製造コストは、固溶強化型銅合金の製造コストと比べ非常に高い。
【０００５】
一方、固溶強化型銅合金を改良することにより、必要充分な導電率と強度を有する、低廉な銅合金の開発が進められている。黄銅に代表されるＣｕ−Ｚｎ系合金は、製造が容易であり、Ｚｎが安価なことも相まって、特に低コストで製造できる合金である。本発明者らは、以前Ｃｕ−Ｚｎ系合金のＺｎ量を調整した上で少量のＳｎを添加し、更に金属組織を調整することにより、各種端子等材料として必要充分な導電率、強度及び曲げ加工性を有する合金を開発した（特許文献１）。
【０００６】
一般的に必要充分な導電率、強度及び曲げ加工性を下記に記載する。
（Ａ）導電率：２８％ＩＡＣＳ以上。黄銅（Ｃ２６００）の導電率は２８％ＩＡＣＳ、りん青銅（Ｃ５２１０）の導電率は１３％ＩＡＣＳである。
（Ｂ）引張強さ：５５０ＭＰａ以上。この引張強さは、ＪＩＳ規格（ＪＩＳＨ３１００）により規定された黄銅（Ｃ２６００）の質別Ｈの引張強さ４１０ＭＰａを上回る。
（Ｃ）曲げ性：曲げ半径Ｒ／板厚ｔ＝０．１の条件で、Ｇｏｏｄ  Ｗａｙ（曲げ軸が圧延方向と直行する方向）及びＢａｄ  Ｗａｙ（曲げ軸が圧延方向と平行な方向）ともに、Ｗ曲げが可能なこと。この曲げ試験において割れが発生しなければ、コネクタに施される最も厳しいレベルの曲げ加工が可能となる。
【０００７】
近年の電子機器部品の小型化に伴い、端子、コネクタ、スイッチ、リレーなども小型化している。この動向に対応し、導電率、強度及び曲げ加工性を、より高いレベルでバランスさせた銅合金素材が求められている。特許文献１に記載のＣｕ−Ｚｎ−Ｓｎ系合金は、黄銅の強度、コルソン合金の導電率、黄銅やコルソン合金と同等以上の曲げ加工性を併せ持ち、その特性のバランスは従来のＣｕ−Ｚｎ−Ｓｎ系合金（特許文献２〜４）と比較して著しく優れるものである。この合金は小型化が進行する電子機器部品の素材として好適な銅合金といえる。
【０００８】
一方で、銅合金条を電子部品に加工する際には、まずプレスによる打ち抜き加工が行われる。端子、コネクタ、スイッチ、リレーなどの小型化に伴い、プレス打ち抜き加工後の寸法精度に対する要求が厳しくなっている。即ち、プレス打ち抜き加工においてバリやダレが発生しにくい銅合金条が求められている。特許文献１〜４に開示されている従来のＣｕ−Ｚｎ−Ｓｎ系合金においては、プレス打ち抜き性を考慮した合金設計が行われておらず、昨今求められているプレス精度に対応することが難しくなっていた。
【０００９】
このような背景の下、本出願人は特開２００７−８４９２０号公報（特許文献５）にて、プレス打ち抜き性にも優れたＣｕ−Ｚｎ−Ｓｎ合金を提案した。当該銅合金では、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｎ合金における化合物粒子の最適な分布状態を明らかにし、具体的には、圧延面に平行な断面において、直径０．１μｍ以上５μｍ以下の化合物粒子の頻度が５００〜５００００個／ｍｍ2とし、直径５μｍ超の化合物粒子の頻度が１０個／ｍｍ2以下とすることを提案している。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１０】
【特許文献１】特開２００７−０４６１５９号公報
【特許文献２】特開平１−１６２７３７号公報
【特許文献３】特開平２−１７０９５４号公報
【特許文献４】特開平７−２５８７７７号公報
【特許文献５】特開２００７−８４９２０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
しかしながら、プレス打ち抜き加工性を改良する余地は未だ残されており、年々厳しくなる要求特性に応える必要がある。そこで、本発明の目的は、改善されたプレス打ち抜き加工性を有する銅合金を提供することを課題とする。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
本発明者は上記課題を解決するために鋭意検討したところ、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｎ系合金に、Ｃａを微量添加した上で、析出物、非金属介在物等の化合物粒子を、その寸法に応じて、適正な頻度で合金中に分布させることにより、プレス打ち抜き加工性が有意に向上することを見出した。
【００１３】
本発明は、この発見に基づき成されたものであり、一側面において、２〜１５質量％のＺｎ、０．１〜０．６質量％のＳｎ、０．００５〜０．１質量％のＣａを含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなる組成を有する電気電子機器用銅合金であって、圧延面に平行な面に観察される直径０．１μｍ以上５μｍ以下の化合物粒子の平均粒径が０．３〜０．８μｍ、直径５μｍ超の化合物粒子の頻度が１０個／ｍｍ2以下である銅合金である。
【００１４】
本発明に係る銅合金の一実施形態においては、更に最大で０．６質量％のＭｇを含有する。
【００１５】
本発明に係る銅合金の別の一実施形態においては、更に、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｐ、Ｓｉ及びＡｇの群から選ばれた少なくとも一種を最大で０．５質量％含有する。
【００１６】
本発明に係る銅合金の更に別の一実施形態においては、更に、Ｓ及びＯを合計で１０〜８０質量ｐｐｍ含有する。
【００１７】
本発明は別の一側面において、本発明に係る銅合金を備えた電子部品である。
【００１８】
本発明は更に別の一側面において、本発明に係る電子部品を備えた電気電子機器である。
【発明の効果】
【００１９】
本発明によれば、改善されたプレス打ち抜き加工性をもつ銅合金が提供され、好ましくは優れた強度、導電性、曲げ加工性及びプレス打ち抜き加工性を兼備した銅合金が提供される。本発明に係る銅合金は電気電子機器に使用される端子、コネクタ、リレー又はスイッチ等の電子部品の材料として好適である。
【図面の簡単な説明】
【００２０】
【図１】化合物粒子の形が楕円状、棒状、線状などの場合の、短軸（Ｌ１）と長軸（Ｌ２）を示す概略図である。
【図２】プレス打ち抜き加工後の試験片の（圧延方向は図に垂直）のバリの高さを示す概略図である。
【図３】特許文献５と比較した本発明におけるプレス打ち抜き試験の様子を示す模式図である。
【発明を実施するための形態】
【００２１】
（イ）Ｚｎ、Ｓｎ及びＣａ濃度
本発明の銅合金は、Ｚｎ、Ｓｎ及びＣａを基本成分とし、各元素の作用により機械的特性と導電率を作りこむ。Ｚｎ濃度の範囲は２〜１５質量％、好ましくは３〜１２重量％、Ｓｎ濃度の範囲は０．１〜０．６質量％、好ましくは０．１〜０．５重量％、Ｃａの濃度範囲は０．００５〜０．１質量％、好ましくは０．００７〜０．０７質量％、より好ましくは０．０１〜０．０５質量％とする。Ｚｎが２質量％未満であると、強度が不足するとともに、Ｃｕ−Ｚｎ合金の特徴である良好な製造性が失われる。Ｚｎが１５質量％を超えると、Ｓｎ濃度を調整しても２８％ＩＡＣＳ以上の導電率が得られなくなる。Ｓｎは圧延の際の加工硬化を促進する作用を持ち、Ｓｎが０．１質量％未満であると強度が不足する。一方、Ｓｎが０．６質量％を超えると、合金の製造性が低下する。Ｃａが０．００５質量％未満であると後述する化合物粒子の平均粒径を小さくする効果が得られないと共にＣａＯやＣａＳ等の化合物粒子が生成しないため、プレス打ち抜き加工性の向上効果が得られず、０．１質量％を超えると粗大な化合物粒子が生成して曲げ加工性の低下をもたらす。
【００２２】
（ロ）Ｍｇ濃度
Ｍｇは、合金の導電性を大きく低下させずに主として固溶強化により強度を向上させる作用を有している。更にＭｇＯやＭｇＳの化合物粒子を生成してプレス打ち抜き加工後のバリを小さくする。含有量が０．０１％未満であると固溶強化による強度向上の効果が十分に得られず、一方、０．６％以上を添加すると合金の導電率及び曲げ加工性の低下が顕著になる。このため、Ｍｇ濃度の範囲は０〜０．６質量％、好ましくは０．０１〜０．６質量％、より好ましくは０．１〜０．５重量％に規定する。
【００２３】
（ハ）Ｎｉ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｐ、Ｓｉ及びＡｇ
本発明の合金には、合金の強度、耐熱性、耐応力緩和性等を改善する目的で、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｐ、Ｓｉ及びＡｇの群から選ばれた少なくとも一種を添加することができる。ただし、合金元素の追加は、導電率の低下、製造性の低下、原料コストの増加等を招くことがあるので、この点への配慮は必要である。
上記元素の合計量が０．００５質量％未満であると、特性向上の効果が発現しない。一方、上記元素の合計量が０．５質量％を超えると、導電率低下が著しくなる。そこで、上記元素の合計量を０〜０．５質量％、好ましくは０．００５〜０．５質量％に規定する。
【００２４】
（ニ）化合物粒子
圧延面に平行な面において、直径０．１μｍ以上５μｍ以下の化合物粒子（以下、微細粒子とする）についての平均粒径を０．３〜０．８μｍに制御することにより、プレス打ち抜き加工後のバリが小さくなる。より好ましい平均粒径は０．３〜０．６μｍであり、良好な打ち抜き加工性と曲げ加工性が、より安定して両立する。上記化合物粒子の構成成分については下記（ホ）に記載する。
微細粒子の中でも直径０．１μｍ以上１．５μｍ未満の化合物粒子については、存在頻度を高めてプレス加工性を改善するために、存在頻度が３００×１０3個／ｍｍ2〜８０００×１０3個／ｍｍ2であるのが好ましく、４００×１０3個／ｍｍ2〜６０００×１０3個／ｍｍ2であるのがより好ましく、７００×１０3個／ｍｍ2〜５０００×１０3個／ｍｍ2であるのが更により好ましく、１０００×１０3個／ｍｍ2〜４０００×１０3個／ｍｍ2であるのが最も好ましい。
微細粒子の中でも直径１．５μｍ以上５μｍ以下の化合物粒子は、その存在頻度が高いと上記の直径０．１μｍ以上１．５μｍ未満の化合物粒子が減少するために、存在頻度が０×１０3個／ｍｍ2〜０．１×１０3個／ｍｍ2であるのが好ましく、０×１０3個／ｍｍ2〜０．０５×１０3個／ｍｍ2であるのがより好ましく、０×１０3個／ｍｍ2であるのが更により好ましい。
直径５μｍ超の化合物粒子（以下、粗大粒子とする）は、曲げ加工性を顕著に劣化させる。そこで、粗大粒子の頻度を、圧延面に平行な面において１０個／ｍｍ2以下に規定する。１０個／ｍｍ2以下であれば、曲げ加工性への影響はほとんど無視できるが、好ましくは７個／ｍｍ2以下であり、より好ましくは５個／ｍｍ2以下であり、更により好ましくは０個／ｍｍ2である。
なお、直径が０．１μｍ未満である化合物粒子は、打ち抜き加工性や曲げ加工性に影響を及ぼさない。そこで、直径が０．１μｍ未満である化合物粒子の頻度については特に規定しない。
【００２５】
（ホ）Ｓ濃度、Ｏ濃度
Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｎ−Ｃａ系合金における化合物粒子としては、ＺｎＯ、ＺｎＳ、Ｃｕ2Ｓ、ＣａＯ、ＣａＳ、ＭｇＳ、ＭｇＯ、ＳｉＯ2等がある。Ｚｎ、Ｍｇ、Ｃａ及びＣｕの化合物は合金成分に由来するものである。更にＣａ、Ｍｇ及びＳｉの化合物は溶解炉の炉材成分等に由来するものもあるが、それらの化合物による効果は限定的である。
化合物粒子の成分は酸化物及び硫化物が多いので、Ｓ濃度及びＯ濃度を調整することにより、化合物粒子の頻度を調整することができる。
Ｓ及びＯは、好ましくは合計で１０〜８０質量ｐｐｍに調整する。Ｓ及びＯの合計が１０質量ｐｐｍ未満であると、微細粒子の頻度が減少してプレス打ち抜き加工後のバリが大きくなる傾向にある。一方、Ｓ及びＯの合計が８０質量ｐｐｍを超えると、粗大粒子の頻度が１０個／ｍｍ2を超えることがある。
【００２６】
（ヘ）製造方法
本発明のＣｕ−Ｚｎ−Ｓｎ−Ｃａ系合金の製造では、まず溶解鋳造によりインゴットを製造し、このインゴットを熱間圧延し、その後、冷間圧延と再結晶焼鈍を繰り返し、最後に冷間圧延で所定の製品厚みに仕上げる。ばね限界値、応力腐食割れ感受性、耐応力緩和性等を改善する目的で、仕上げ冷間圧延の後に歪取焼鈍を行なうこともある。また、製品の表面に、リフロー錫めっき等のめっきを施すこともある。これら一連の工程において、化合物粒子調整のために重要な工程は、溶解鋳造、熱間圧延である。
Ｃｕを溶解後、ＺｎとＳｎを添加し、Ｃａを添加して、Ｃａの脱酸作用によって溶銅中の酸素量を低くした後、ＭｇやＮｉ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｐ、Ｓｉ、Ａｇ等を添加し、化合物粒子が成長して大きくなりすぎないよう、３０分以内、好ましくは１０分以内に鋳造することで溶湯中の大きな化合物粒子（ＺｎＯ、ＺｎＳ、ＣａＯ、ＣａＳ、ＭｇＯ、ＭｇＳなど）の生成、成長を抑制しつつ、Ｃａ濃度、Ｓ濃度及びＯ濃度を調整することで微細化合物粒子を生成させる。一方、インゴットの金属組織は樹枝状晶より構成されており、樹枝状晶の間隙に硫化物やＣｕ−Ｓｎ等の化合物が分布する。インゴット中のＣｕ−Ｓｎ系の化合物は粗大であり、このままの形態では打ち抜き加工性向上への効果が少ない。そこで、熱間圧延において粗大な化合物を一旦母地に溶解し、熱間圧延中に粗大な化合物を破砕し微細化することが必要である。
化合物を母地に溶解するために、インゴットを８００〜９００℃の温度で１〜５時間加熱する。温度が８００℃未満である場合は、化合物の溶解が不充分になる。一方、温度が９００℃を超えると熱間圧延で割れが発生する。インゴットの加熱時間が１時間未満の場合は、化合物の溶解が不充分になる。一方、５時間を超える加熱を行っても、化合物が更に溶解することは無く、コストが増加し不経済である。
熱間圧延終了時の材料温度を６００〜７００℃とする。熱間圧延終了時の材料温度が７００℃を超えると再結晶粒径が大きくなりすぎたり、材料の酸化が顕著になって、後工程で割れが発生したり、歩留まりが低下する。熱間圧延終了時の材料温度が６００℃未満であると加工性が低下し熱間圧延割れが発生する。
熱間圧延の圧延加工では、材料を複数回、圧延機に通板し、所定の厚みに仕上げる。粗大な化合物を効果的に破砕するには、加工度を３０％以上に調整した通板を、熱間圧延中に合計で２回以上行う必要がある。ここで、加工度Ｒは次式で定義する。
Ｒ＝（ｔ0−ｔ）／ｔ0（ｔ0：圧延前の厚み、ｔ：圧延後の厚み）
【００２７】
本発明に係る銅合金は、大小家庭電器製品、ＩＴ及び通信機器、照明機器、消費者用機器（ラジオ、テレビ、ビデオカメラ、音響機器等）、自動車等の電気電子機器に使用される端子、コネクタ、リレー又はスイッチ等の電子部品の材料として好適である。
【実施例】
【００２８】
以下、本発明の実施例を示すが、これらは本発明をより良く理解するために提供するものであり、本発明が限定されることを意図するものではない。
【００２９】
高周波誘導炉を用い、内径６０ｍｍ、深さ２００ｍｍの黒鉛るつぼ中で２ｋｇの電気銅を溶解した。溶銅表面を木炭片で覆った後、Ｚｎ及びＳｎを添加し、５％Ｃａ−Ｃｕ母合金を添加した後、５０％Ｍｇ−Ｃｕ母合金、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｐ、Ｓｉ等を添加した。また、Ｓ濃度の調整のために必要に応じＣｕＳを添加し、Ｏ濃度の調整のために必要に応じＣｕＯを添加した。溶銅温度を１２５０℃に調整し、各種の元素添加から１０分間経過後に金型に鋳込み、幅６０ｍｍ、厚み３０ｍｍのインゴットを製造し、以下の工程を標準工程とし、厚み０．６ｍｍまで加工した。
（工程１）インゴットを８５０℃で４時間加熱後、熱間圧延（熱間圧延）により厚さを６ｍｍにする。このとき、通板毎の加工度を３０〜３５％として行い、熱間圧延終了時の材料温度を６３０〜６５０℃とした。
（工程２）熱間圧延板の表面の酸化スケールをグラインダーで研削、除去する。
（工程３）板厚１．５ｍｍまで冷間圧延（素圧延）する。
（工程４）再結晶焼鈍（中間焼鈍）として、大気中、４００℃で３０分間加熱し、結晶粒径を約３μｍに調整する。
（工程５）１０質量％硫酸−１質量％過酸化水素水溶液による酸洗及び＃１２００エメリー紙による機械研磨を順次行ない、焼鈍で生成した表面酸化膜を除去する。
（工程６）冷間圧延（中間圧延）により、厚み０．８６ｍｍまで圧延する。
（工程７）再結晶焼鈍（最終焼鈍）として、大気中、４００℃で３０分間加熱し、結晶粒径を約３μｍに調整する。
（工程８）１０質量％硫酸−１質量％過酸化水素水溶液による酸洗及び＃１２００エメリー紙による機械研磨を順次行ない、焼鈍で生成した表面酸化膜を除去する。
（工程９）冷間圧延（仕上圧延）で０．６ｍｍまで圧延する。
得られた試料につき、以下の評価を行った。
【００３０】
化合物粒子の測定：
圧延面を機械研磨と電解研磨により鏡面に仕上げた。電解研磨では、電解液として燐酸１２５ｍＬ、蒸留水２５０ｍＬ、エタノール１２５ｍＬ、プロパノール２５ｍＬ、尿酸２．５ｇを混合した溶液を用い、試料をアノードとして通電を行った。
電解研磨後の表面をＦＥ−ＳＥＭ（電界放出型走査電子顕微鏡）を用いて観察し、化合物粒子の個数を測定した。直径０．１μｍ以上５μｍ以下の化合物粒子については、一万倍の倍率で０．０１ｍｍ2の面積を観察し、直径５μｍ超の化合物粒子については、千倍の倍率で１ｍｍ2の面積を観察し、粒子の粒径及び存在頻度を測定した。
なお、化合物粒子の形が楕円状、棒状、線状などの場合には、図１に示すように、短軸（Ｌ１）と長軸（Ｌ２）の平均値を直径とした。また、圧延方向に連なった粒子から構成される粒子群（例えば、ＪＩＳＧ０５５５におけるＢ系介在物）については、粒子群の直径及び個数を測定するのではなく、粒子群を構成する個々の粒子の直径と個数を測定した。
直径０．１μｍ以上１．５μｍ未満の化合物粒子を微細粒子Ｘの頻度（千個／ｍｍ2）、直径１．５μｍ以上５μｍ以下の化合物粒子を微細粒子Ｙの頻度（千個／ｍｍ2）、５μｍ超の化合物粒子を粗大粒子の頻度（個／ｍｍ2）として評価をした。
【００３１】
プレス打ち抜き加工性：
プレス打ち抜き加工により、試料に丸孔を形成した。ポンチは直径９．９２ｍｍの円筒形状とし、ダイス側の孔径は１０．００ｍｍとした（クリアランス０．０４ｍｍ）。打ち抜き速度は１０ｍｍ／ｍｉｎとし、材料押さえは行わなかった。
丸孔の周囲(材料の厚さ＋バリ)と材料の厚さをデジタルマイクロメーター（最小表示量１μｍ、スピンドル径６．３５ｍｍ）で測定し、図２に示すバリの高さは、丸孔の周囲−材料の厚さにより算出する。測定の位置は、１個の丸孔の周囲につき８回行い、最大値を記録した。バリ高さが１０μｍ以下の場合を良好とした。
なお、ここでのプレス打ち抜き試験は、特許文献５よりもバリが高くなりやすいプレス条件となっている。図３に示すように、特許文献５の条件は０．３ｍｍの試料板厚に対してポンチとダイスの隙間(クリアランス)は０．０２ｍｍである。一方、本発明では０．６ｍｍの試料板厚に対してポンチとダイスの隙間(クリアランス)は０．０４ｍｍである。
【００３２】
曲げ加工性：
幅１０ｍｍの短冊形試料を用い、ＪＩＳＨ３１１０に規定されたＷ曲げ試験を実施した。曲げ方向はＧｏｏｄ  Ｗａｙ及びＢａｄ  Ｗａｙとし、曲げ半径は０．０６ｍｍ（曲げ半径Ｒ／板厚ｔ＝０．１）とした。日本伸銅協会技術標準「銅および銅合金薄板条の曲げ加工性評価方法」に従い、曲げ加工性の評価をＡ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅの５段階評価で行った。Ａが最も良好でＢ、Ｃ、Ｄ、Ｅの順に不良とする評価基準であり、Ａ、Ｂ、Ｃを合格、Ｄ、Ｅを不合格とする。曲げ後の試料につき、曲げ部の表面及び断面から、曲げ加工性を評価してＧｏｏｄ  Ｗａｙ及びＢａｄ  Ｗａｙで評価が劣る方を評価結果とした。
【００３３】
導電率：
ＪＩＳ  Ｈ  ０５０５に準拠し、４端子法で測定した。
引張強さ：
引張方向が圧延方向と平行になるように、プレス機を用いてＪＩＳ１３Ｂ号試験片を作製した。ＪＩＳ−Ｚ２２４１に従ってこの試験片の引張試験を行い、引張強さを求めた。
【００３４】
（試験結果）
Ｚｎ、Ｓｎ、Ｍｇ濃度及びＣａ濃度並びに化合物粒子がプレス打ち抜き性に及ぼす影響を表１および表２に示す。
発明例１〜３２では、Ｚｎ、Ｓｎ濃度及びＣａ濃度を本発明の範囲に調整した結果、微細粒子の平均粒径が０．３〜０．８μｍに収まり、粗大粒子は１０個／ｍｍ2以下となり、本発明の範囲内にあった。また、微細粒子Ｘの頻度は４００×千個／ｍｍ2〜６０００×千個／ｍｍ2、微細粒子Ｙの頻度は０×千個／ｍｍ2〜０．０５×千個／ｍｍ2で、殆どが微細粒子Ｘであった。これらの発明例においては、バリ高さは１０μｍ以下と良好であり、Ｒ／ｔ＝０．１のＷ曲げで割れが発生しなかった。また、合金成分の濃度を適正範囲に調整したため、２８％ＩＡＣＳ以上の導電率及び５５０ＭＰａ以上の引張強さが得られた。
発明例７は、Ｃａ濃度が本発明範囲の下限に近いため、微細粒子の平均粒径が大きめで、バリ高さが高めである。また、発明例１０と３１と３２は、ＳとＯの合計濃度が低めであるため、微細粒子Ｘの頻度が低めで、バリ高さが高めである。一方、発明例１３、２７及び２８は、ＳとＯの合計濃度が本発明範囲の上限に近いため、バリ高さが特に低く１μｍであったが、粗大粒子の頻度が高めでＷ曲げの結果が若干低い。
比較例３３〜５３は、合金成分の濃度が不適切であったため、微細粒子の平均粒径や粗大粒子の頻度が本発明の範囲から外れたり、目標とする導電率又は引張強さが得られなかったり、Ｗ曲げで割れが生じたり、バリ高さが大きくプレス打ち抜き加工性が劣った。
比較例３３は、Ｚｎ濃度が高いため、目標とする導電率が得られず、粗大粒子の増大によってＷ曲げで割れが生じた。比較例３４は、Ｚｎ濃度が低いため、目標の引張強さに到達しなかった。比較例３５は、Ｓｎ濃度が高いため、目標とする導電率が得られなかった。比較例３６は、Ｓｎ濃度が低いため、目標の引張強さに到達しなかった。比較例３７は、Ｍｇ濃度が高いため、目標とする導電率が得られず、粗大粒子の増大によってＷ曲げで割れが生じた。比較例３８はＺｎとＳｎの濃度、比較例３９はＭｇの濃度がそれぞれ高いため、目標とする導電率が得られず、粗大粒子の増大によってＷ曲げで割れが生じた。比較例４０は、ＺｎとＳｎ及びＭｇ濃度が低いため、目標の引張強さに到達しなかった。比較例４１は、Ｃａ濃度が本発明の範囲から高く外れたため、微細粒子の平均粒径が本発明の範囲から高く外れ、粗大粒子の頻度も高く、Ｗ曲げで割れが生じ、バリ高さも高かった。比較例４２〜４４はＣａを添加しなかったため、化合物粒子の平均粒径が大きく、微細粒子Ｘの頻度が小さく、微細粒子Ｙや粗大粒子の頻度が大きいことから化合物粒子の微細化が確認されず、プレス打ち抜き加工性が劣っていた。比較例４５は、ＭｇとＣａを添加しなかったため、微細粒子の平均粒径が大きく、プレス打ち抜き加工性が劣り、目標とする引張強さも得られなかった。比較例４６〜４８は、Ｃａを添加しないと同時にＳとＯの合計濃度が８０質量ｐｐｍを超えたため、微細粒子の平均粒径が大きく、粗大粒子の頻度も高くなり、Ｗ曲げで割れが生じた。比較例４９は、Ｃａを添加しないと同時にＳとＯの合計濃度が１０質量ｐｐｍに満たないため、微細粒子の平均粒径が０．８８μｍと大きく、プレス打ち抜き加工性が劣っていた。比較例５０は特許文献５の発明例に相当するが、Ｃａが添加されていないために、微細粒子の平均粒径が０．８３μｍで大きいため、本発明のようなプレス打ち抜き加工性は得られなかった。比較例５１は、ＡｌとＳｉ濃度が高いため、目標とする導電率が得られなかった。比較例５２はＴｉ濃度が高く、比較例５３はＭｎとＳｉとＰの合計が本発明の範囲を高く外れたため、微細粒子の平均粒径が大きく、バリ高さが大きく２０μｍを超え、目標の導電率が得られず、粗大粒子の頻度が高かったためＷ曲げで割れが発生した。
比較例５４と５５は、例１〜５３を製造するための上述した製造条件を一部変更した例である。比較例５４は、溶解工程で各種の添加元素を添加後、６０分後に金型に鋳込んだため、粗大粒子の頻度が高く、微細粒子の平均粒径が大きくなり、Ｗ曲げで割れが生じ、プレス打ち抜き性が劣っていた。比較例５５は、インゴットに対して熱間圧延前の加熱を７５０℃で１時間としたため、Ｃｕ−Ｓｎの粗大な化合物が残存したまま加工したため、粗大粒子の頻度が３０個／ｍｍ2以上と高く、Ｗ曲げで割れが生じ、母地のＳｎが少ないため、引張強度が低かった。
【００３５】
【表１−１】
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【００３６】
【表１−２】
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【００３７】
【表２−１】
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【００３８】
【表２−２】
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【図２】
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【図１】
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【図３】
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