(57)【要約】  強度、導電率及びプレス打抜き性に優れたＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ−Ｃｏ系合金を提供する。  Ｎｉ：１．０〜２．５質量％、Ｃｏ：０．５〜２．５質量％、Ｓｉ：０．３０〜１．２質量％を含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物からなる電子材料用銅合金であって、圧延方向に平行な断面で観察したときに、粒径が０．１μｍ以上１μｍ以下である第二相粒子の組成のばらつき及び面積率について、〔Ｎｉ＋Ｃｏ＋Ｓｉ〕量の中央値：ρ（質量％）が２０（質量％）≦ρ≦６０（質量％）、標準偏差：σ（Ｎｉ+Ｃｏ+Ｓｉ）がσ（Ｎｉ+Ｃｏ+Ｓｉ）≦３０（質量％）であり、面積率：Ｓ（％）が１％≦Ｓ≦１０％である電子材料用銅合金。【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｎｉ：１．０〜２．５質量％、Ｃｏ：０．５〜２．５質量％、Ｓｉ：０．３０〜１．２質量％を含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物からなる電子材料用銅合金であって、圧延方向に平行な断面で観察したときに、粒径が０．１μｍ以上１μｍ以下である第二相粒子の組成のばらつき及び面積率について、〔Ｎｉ＋Ｃｏ＋Ｓｉ〕量の中央値：ρ（質量％）が２０（質量％）≦ρ≦６０（質量％）、標準偏差：σ（Ｎｉ+Ｃｏ+Ｓｉ）がσ（Ｎｉ+Ｃｏ+Ｓｉ）≦３０（質量％）であり、面積率：Ｓ（％）が１％≦Ｓ≦１０％である電子材料用銅合金。
【請求項２】
粒径が１０μmを超える第二相粒子が存在せず、粒径が５〜１０μmである第二相粒子が圧延方向に平行な断面で５０個／ｍｍ2以下である請求項１に記載の電子材料用銅合金。
【請求項３】
更にＣｒを最大０．５質量％含有する請求項１又は２に記載の電子材料用銅合金。
【請求項４】
更にＭｇ、Ｍｎ、Ａｇ、及びＰから選択される１種又は２種以上を総計で最大０．５質量％ｗｔ．％含有する請求項１〜３何れか一項に記載の電子材料用銅合金。
【請求項５】
更にＳｎ及びＺｎから選択される１種又は２種を総計で最大２．０質量％含有する請求項１〜４何れか一項に記載の電子材料用銅合金。
【請求項６】
更にＡｓ、Ｓｂ、Ｂｅ、Ｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ａｌ及びＦｅから選択される１種又は２種以上を総計で最大２．０質量％含有する請求項１〜５に記載の電子材料用銅合金。
【請求項７】
−所望の組成をもつインゴットを溶解鋳造する工程１と、
−９５０℃〜１０５０℃で１時間以上加熱後に熱間圧延を行い、熱間圧延終了時の温度を８５０℃以上とし、８５０℃から４００℃までの平均冷却速度を１５℃／ｓ以上として冷却する工程２と、
−冷間圧延工程３と、
−８５０℃〜１０５０℃で溶体化処理を行い、材料温度が６５０℃に低下するまでの平均冷却速度を１℃／ｓ以上１５℃／ｓ未満として冷却し、６５０℃から４００℃まで低下するときの平均冷却速度を１５℃／ｓ以上として冷却する工程４と、
−随意的な冷間圧延工程５と、
−時効処理工程６と、
−随意的な冷間圧延工程７と、
を順に行なうことを含む請求項１〜６何れか一項に記載の銅合金の製造方法。
【請求項８】
請求項１〜６の何れか一項に記載の銅合金を用いた伸銅品。
【請求項９】
請求項１〜６の何れか一項に記載の銅合金を用いた電子機器部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は析出硬化型銅合金に関し、とりわけ各種電子機器部品に用いるのに好適なＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ−Ｃｏ系銅合金に関する。
【背景技術】
【０００２】
コネクタ、スイッチ、リレー、ピン、端子、リードフレーム等の各種電子機器部品に使用される電子材料用銅合金には、基本特性として高強度及び高導電性（又は熱伝導性）を両立させることが要求される。近年、電子部品の高集積化及び小型化・薄肉化が急速に進み、これに対応して電子機器部品に使用される銅合金に対する要求レベルはますます高度化している。【０００３】
高強度及び高導電性の観点から、電子材料用銅合金として従来のりん青銅、黄銅等に代表される固溶強化型銅合金に替わり、析出硬化型の銅合金の使用量が増加している。析出硬化型銅合金では、溶体化処理された過飽和固溶体を時効処理することにより、微細な析出物が均一に分散して、合金の強度が高くなると同時に、銅中の固溶元素量が減少し電気伝導性が向上する。このため、強度、ばね性などの機械的性質に優れ、しかも電気伝導性、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、コルソン系合金と一般に呼ばれるＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金は比較的高い導電性、強度、及び曲げ加工性を兼備する代表的な銅合金であり、業界において現在活発に開発が行われている合金の一つである。この銅合金では、銅マトリックス中に微細なＮｉ−Ｓｉ系金属間化合物粒子を析出させることによって強度と導電率の向上が図れる。【０００５】
コルソン合金の更なる特性の向上を目的として、Ｎｉ及びＳｉ以外の合金成分の添加、特性に悪影響を与える成分の排除、結晶組織の最適化、析出粒子の最適化といった各種の技術開発がなされている。【０００６】
例えば、Ｃｏを添加することによって特性が向上することが知られている。
特開平１１−２２２６４１号公報（特許文献１）には、ＣｏはＮｉと同様にＳｉと化合物を形成し、機械的強度を向上させ、Ｃｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系は時効処理させた場合に、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金より機械的強度、導電性共に僅かに良くなる。そしてコスト的に許されるのであれば、Ｃｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系やＣｕ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｓｉ系を選択してもよいことが記載されている。
特表２００５−５３２４７７号公報（特許文献２）には、重量で、ニッケル：１％〜２．５％、コバルト０．５〜２．０％、珪素：０．５％〜１．５％、および、残部としての銅および不可避の不純物から成り、ニッケルとコバルトの合計含有量が１．７％〜４．３％、比（Ｎｉ＋Ｃｏ）／Ｓｉが２：１〜７：１である鍛錬銅合金が記載されており、該鍛錬銅合金は、４０％ＩＡＣＳを超える導電性を有するとされている。コバルトは珪素と組み合わされて、粒子成長を制限し且つ耐軟化性を向上させるために、時効硬化に有効な珪化物を形成するとされている。コバルト含有量が０．５％より少ないと、コバルト含有珪化物第２相の析出が不十分となる。さらに、０．５％の最小コバルト含有量と０．５％の最小珪素含有量とを組み合わせた場合、溶体化後の合金の粒径は２０ミクロン以下に保たれる。コバルト含有量が２．５％を超える場合、過剰の第二相粒子が析出して、加工性の減少をもたらし、および銅合金には望ましくない強磁性特性が付与されることが記載されている。
国際公開第２００６／１０１１７２号パンフレット（特許文献３）には、Ｃｏを含むＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金の強度が、ある組成条件の下で飛躍的に向上することが記載されている。具体的にはＮｉ：約０．５〜約２．５質量％、Ｃｏ：約０．５〜約２．５質量％、及びＳｉ：約０．３０〜約１．２質量％を含有し、残部Ｃｕおよび不可避的不純物から構成され、該合金組成中のＮｉとＣｏの合計質量のＳｉに対する質量濃度比（［Ｎｉ＋Ｃｏ］／Ｓｉ比）が約４≦［Ｎｉ＋Ｃｏ］／Ｓｉ≦約５であり、該合金組成中のＮｉとＣｏの質量濃度比（Ｎｉ／Ｃｏ比）が約０．５≦Ｎｉ／Ｃｏ≦約２である電子材料用銅合金が記載されている。
また、溶体化処理において加熱後の冷却速度を意識的に高くすると、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金の強度向上効果は更に発揮されることから、冷却速度を毎秒約１０℃以上として冷却するのが効果的であることが記載されている。【０００７】
銅マトリックス中の粗大な介在物を制御することが良いことも知られている。
特開２００１−４９３６９号公報（特許文献４）には、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金の成分調整を行った上で、必要に応じＭｇ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｐ、Ｍｎ、Ａｇ、Ｂｅを含有させると共に、製造条件を制御・選定してマトリックス中の析出物、晶出物、酸化物等の介在物の分布の制御を行なうことにより、電子材料用銅合金として好適な素材を提供できることが記載されている。具体的には、１．０〜４．８ｗｔ％のＮｉ及び０．２〜１．４ｗｔ％のＳｉを含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなり、そして介在物の大きさが１０μｍ以下であり、且つ５〜１０μｍの大きさの介在物個数が圧延方向に平行な断面で５０個／ｍｍ2未満であることを特徴とする強度及び導電性の優れた電子材料用銅合金が記載されている。
また、該文献には半連続鋳造における鋳造時の凝固過程においてＮｉ−Ｓｉ系の粗大な晶出物及び析出物が生成することがあるため、これを制御する方法について記載があり、「粗大な介在物は８００℃以上の温度で１時間以上加熱後に熱間圧延を行ない、終了温度を６５０℃以上とすることにより、マトリックス中に固溶される。しかし加熱温度が９００℃以上になると大量のスケールの発生、熱間圧延時の割れの発生といった問題が生じるため、加熱温度は８００℃以上９００℃未満とするのが良い。」と記載されている。【０００８】
【特許文献１】特開平１１−２２２６４１号公報
【特許文献２】特表２００５−５３２４７７号公報
【特許文献３】国際公開第２００６／１０１１７２号パンフレット
【特許文献４】特開２００１−４９３６９号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
このように、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金にＣｏを添加することによって、強度や導電性が向上することが知られているが、本発明者は、Ｃｏを添加したＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金の組織を観察すると、添加しない場合よりも粗大な第二相粒子が多く点在することを見出した。この第二相粒子は主にＣｏのシリサイド（コバルトの珪化物）からなる。粗大な第二相粒子は強度に寄与しないばかりか、曲げ加工性に悪影響を与える。【００１０】
粗大な第二相粒子の生成は、Ｃｏを含有しないＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金であれば抑制可能な条件で製造しても、抑制できない。すなわち、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ−Ｃｏ系合金においては、特許文献４に記載あるような、８００℃〜９００℃の温度で１時間以上加熱後に熱間圧延を行い、終了温度を６５０℃以上とする粗大な介在物の生成を抑制する方法によっても、Ｃｏシリサイドを主体とする粗大な第二相粒子は充分にマトリックス中に固溶されない。更に、特許文献３に教示されているような、溶体化処理において加熱後の冷却速度を高くする方法でも粗大な第二相粒子は充分に抑制されない。【００１１】
以上のような背景から、本発明者は先に未公開の特願２００７−９２２６９にて、粗大な第二相粒子の生成が抑制されたＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ−Ｃｏ系合金を開示した。具体的には、Ｎｉ：１．０〜２．５質量％、Ｃｏ：０．５〜２．５質量％、Ｓｉ：０．３０〜１．２０質量％を含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなる電子材料用銅合金であって、粒径が１０μｍを超える第二相粒子が存在せず、粒径が５μｍ〜１０μｍである第二相粒子が圧延方向に平行な断面で５０個／ｍｍ2以下である電子材料用銅合金を開示した。
該銅合金を得るには、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ−Ｃｏ系合金の製造工程において、
（１）熱間圧延は９５０℃〜１０５０℃で１時間以上加熱後に行い、熱間圧延終了時の温度を８５０℃以上とし、１５℃／ｓ以上で冷却すること、
（２）溶体化処理は８５０℃〜１０５０℃で行い、１５℃／ｓ以上で冷却すること、
の両者を満足することが重要である。【００１２】
一方、銅合金母材は、プレス打抜き加工する際に金型磨耗の少ない素材が望ましい。該発明に係る銅合金は、導電性や曲げ加工性を犠牲にすることなく強度を向上することができるという有利な合金特性を奏することができるが、プレス打抜き性の面では未だ改良の余地が残っている。
そこで、本発明は強度、導電率及びプレス打抜き性に優れたＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ−Ｃｏ系合金を提供することを課題とする。また、本発明はそのようなＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ−Ｃｏ系合金を製造するための方法を提供することを別の課題とする。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
金型の磨耗は、剪断加工現象を基本として、一般的に次のように解釈されている。まず、剪断加工においては、ポンチの食い込みに伴ってある程度剪断変形（塑性変形）が進むと、ポンチまたはダイのいずれか一方の刃先付近から（まれには両刃先から同時に）亀裂が発生する。次に加工の進行に伴って発生した亀裂は成長し、後発的に発生、成長してきたもう一方の亀裂と連結して破断面が生成する。この際、亀裂が工具刃先角より工具側面に沿って少しずれた位置から発生するためにかえりが発生する。このかえりが工具側面を磨耗させ、かえり部分が母材から脱落し金属粉として金型内部に残留した場合に、さらに金型寿命を制限すると考えられる。【００１４】
よって、かえりの発生を減じるには、素材の塑性変形を少なく（延性を小さく）しつつ、亀裂発生の起点、または伝播を促進させるような組織制御が重要となる。これまで、素材の延性と第二相粒子の分布に関わる検討が数多く進められ、第二相粒子の増加に伴い延性が低下し、金型磨耗を低減できることは公知である（特許第３７３５００５号、特許３７９７７３６号、特許第３８００２７９号）。例えば、特開平１０−２１９３７４号公報では、大きさ０．１μｍから１００μｍまで、好ましくは１０μｍまでの粗大な第二相粒子数を制御することで打抜き加工性を改善できる事例を示している。しかしながら、そのような粗大な粒子を分散させて、打抜き加工性を改善した場合、本来時効析出させる予定のＮｉ、Ｓｉ等の強化元素がその前の熱処理過程で粗大な粒子中に取り込まれてしまい、これらの強化元素を添加した意義が損なわれ、十分な強度を得ることが困難となる。さらに本発明のようにＣｏを添加して、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｉを共添した効果およびそれら元素が第二相粒子中に含有されてしまった場合の挙動については沈黙している。また、第二相粒子の面積率が増加した場合であっても、素材の強度が低くなると延性が増すため、かえりが大きくなる。【００１５】
本発明者は本課題を解決する上での上記のような問題点を踏まえて鋭意検討したところ、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ−Ｃｏ系合金において、特願２００７−９２２６９で規定される大きさの第二相粒子よりも小さな第二相粒子の組成及び分布状態を制御することで本課題を解決できることを見出した。具体的には、粒径が０．１μｍ以上１μｍ以下である第二相粒子について、Ｎｉ、Ｃｏ及びＳｉの合計含有量の中央値（ρ）、標準偏差（σ（Ｎｉ+Ｃｏ+Ｓｉ））、及び第二相粒子が母相中に占める面積率Ｓが重要な因子であり、これらを適正に制御することにより、添加したＮｉ、Ｃｏ、Ｓｉ元素の時効析出硬化を損なうことなく、プレス加工性が向上することが分かった。【００１６】
第二相粒子を上記のような分布状態に制御するためには、最終の溶体化処理時の材料の冷却速度が重要である。具体的には、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ−Ｃｏ系合金の最終の溶体化処理を８５０℃〜１０５０℃で行い、その後の冷却工程において、溶体化処理の温度から材料温度が６５０℃に低下するまでの冷却速度を１℃／ｓ以上１５℃／ｓ未満とし、６５０℃から４００℃まで低下するときの平均冷却速度を１５℃／ｓ以上として冷却することである。【００１７】
以上の知見を背景にして完成した本発明は一側面において、
Ｎｉ：１．０〜２．５質量％、Ｃｏ：０．５〜２．５質量％、Ｓｉ：０．３０〜１．２質量％を含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物からなる電子材料用銅合金であって、圧延方向に平行な断面で観察したときに、粒径が０．１μｍ以上１μｍ以下である第二相粒子の組成のばらつき及び面積率について、〔Ｎｉ＋Ｃｏ＋Ｓｉ〕量の中央値：ρ（質量％）が２０（質量％）≦ρ≦６０（質量％）、標準偏差：σ（Ｎｉ+Ｃｏ+Ｓｉ）がσ（Ｎｉ+Ｃｏ+Ｓｉ）≦３０（質量％）であり、面積率：Ｓ（％）が１％≦Ｓ≦１０％である電子材料用銅合金である。【００１８】
本発明に係る電子材料用銅合金は一実施形態において、粒径が１０μmを超える第二相粒子が存在せず、粒径が５〜１０μmである第二相粒子が圧延方向に平行な断面で５０個／ｍｍ2以下である。【００１９】
本発明に係る電子材料用銅合金は別の一実施形態において、更にＣｒを最大０．５質量％含有する。【００２０】
本発明に係る電子材料用銅合金は更に別の一実施形態において、更にＭｇ、Ｍｎ、Ａｇ、及びＰから選択される１種又は２種以上を総計で最大０．５質量％ｗｔ．％含有する。【００２１】
本発明に係る電子材料用銅合金は更に別の一実施形態において、更にＳｎ及びＺｎから選択される１種又は２種を総計で最大２．０質量％含有する。【００２２】
本発明に係る電子材料用銅合金は更に別の一実施形態において、更にＡｓ、Ｓｂ、Ｂｅ、Ｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ａｌ、及びＦｅから選択される１種又は２種以上を総計で最大２．０質量％含有する。【００２３】
本発明は別の一側面において、
−所望の組成をもつインゴットを溶解鋳造する工程１と、
−９５０℃〜１０５０℃で１時間以上加熱後に熱間圧延を行い、熱間圧延終了時の温度を８５０℃以上とし、８５０℃から４００℃までの平均冷却速度を１５℃／ｓ以上として冷却する工程２と、
−冷間圧延工程３と、
−８５０℃〜１０５０℃で溶体化処理を行い、材料温度が６５０℃に低下するまでの冷却速度を１℃／ｓ以上１５℃／ｓ未満として冷却し、６５０℃から４００℃まで低下するときの平均冷却速度を１５℃／ｓ以上として冷却する工程４と、
−随意的な冷間圧延工程５と、
−時効処理工程６と、
−随意的な冷間圧延工程７と、
を順に行なうことを含む上記銅合金の製造方法である。【００２４】
本発明に係る銅合金の製造方法は一実施形態において、工程２に代えて、９５０℃〜１０５０℃で１時間以上加熱後に熱間圧延を行い、熱間圧延終了時の温度を６５０℃以上とし、且つ、熱間圧延最中又はその後の冷却時に材料温度が８５０℃から６５０℃まで低下するときの平均冷却速度を１℃／ｓ以上１５℃／ｓ未満とし、６５０℃から４００℃まで低下するときの平均冷却速度を１５℃／ｓ以上とする工程２’を行なう。【００２５】
本発明は更に別の一側面において、上記銅合金を用いた伸銅品である。【００２６】
本発明は更に別の一側面において、上記銅合金を用いた電子機器部品である。
【発明の効果】
【００２７】
本発明によれば、特定の大きさの第二相粒子について分布状態を制御したため、優れた強度及び導電率に加えてプレス打抜き性に優れたＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ−Ｃｏ系合金が得られる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２８】
Ｎｉ、Ｃｏ及びＳｉの添加量
Ｎｉ、Ｃｏ及びＳｉは、適当な熱処理を施すことにより金属間化合物を形成し、導電率を劣化させずに高強度化が図れる。
Ｎｉ、Ｃｏ及びＳｉの添加量がそれぞれＮｉ：１．０質量％未満、Ｃｏ：０．５質量％未満、Ｓｉ：０．３質量％未満では所望の強度が得られず、逆に、Ｎｉ：２．５質量％超、Ｃｏ：２．５質量％超、Ｓｉ：１．２質量％超では高強度化は図れるが導電率が著しく低下し、更には熱間加工性が劣化する。よってＮｉ、Ｃｏ及びＳｉの添加量はＮｉ：１．０〜２．５質量％、Ｃｏ：０．５〜２．５質量％、Ｓｉ：０．３０〜１．２質量％とした。Ｎｉ、Ｃｏ及びＳｉの添加量は好ましくは、Ｎｉ：１．５〜２．０質量％、Ｃｏ：０．５〜２．０質量％、Ｓｉ：０．５〜１．０質量％である。【００２９】
Ｃｒの添加量
Ｃｒは溶解鋳造時の冷却過程において結晶粒界に優先析出するため粒界を強化でき、熱間加工時の割れが発生しにくくなり、歩留低下を抑制できる。すなわち、溶解鋳造時に粒界析出したＣｒは溶体化処理などで再固溶するが、続く時効析出時にＣｒを主成分としたｂｃｃ構造の析出粒子またはＳｉとの化合物を生成する。通常のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金では添加したＳｉ量のうち、時効析出に寄与しなかったＳｉは母相に固溶したまま導電率の上昇を抑制するが、珪化物形成元素であるＣｒを添加して、珪化物をさらに析出させることにより、固溶Ｓｉ量を低減でき、強度を損なわずに導電率を上昇できる。しかしながら、Ｃｒ濃度が０．５質量％を超えると粗大な第二相粒子を形成しやすくなるため、製品特性を損なう。従って、本発明に係るＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ−Ｃｏ系合金には、Ｃｒを最大で０．５質量％添加することができる。但し、０．０３質量％未満ではその効果が小さいので、好ましくは０．０３〜０．５質量％、より好ましくは０．０９〜０．３質量％添加するのがよい。【００３０】
Ｍｇ、Ｍｎ、Ａｇ及びＰの添加量
Ｍｇ、Ｍｎ、Ａｇ及びＰは、微量の添加で、導電率を損なわずに強度、応力緩和特性等の製品特性を改善する。添加の効果は主に母相への固溶により発揮されるが、第二相粒子に含有されることで一層の効果を発揮させることもできる。しかしながら、Ｍｇ、Ｍｎ、Ａｇ及びＰの濃度の総計が０．５％を超えると特性改善効果が飽和するうえ、製造性を損なう。従って、本発明に係るＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ−Ｃｏ系合金には、Ｍｇ、Ｍｎ、Ａｇ及びＰから選択される１種又は２種以上を総計で最大０．５質量％添加することができる。但し、０．０１質量％未満ではその効果が小さいので、好ましくは総計で０．０１〜０．５質量％、より好ましくは総計で０．０４〜０．２質量％添加するのがよい。【００３１】
Ｓｎ及びＺｎの添加量
Ｓｎ及びＺｎにおいても、微量の添加で、導電率を損なわずに強度、応力緩和特性、めっき性等の製品特性を改善する。添加の効果は主に母相への固溶により発揮される。しかしながら、Ｓｎ及びＺｎの総計が２．０質量％を超えると特性改善効果が飽和するうえ、製造性を損なう。従って、本発明に係るＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ−Ｃｏ系合金には、Ｓｎ及びＺｎから選択される１種又は２種を総計で最大２．０質量％添加することができる。但し、０．０５質量％未満ではその効果が小さいので、好ましくは総計で０．０５〜２．０質量％、より好ましくは総計で０．５〜１．０質量％添加するのがよい。【００３２】
Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｅ、Ｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ａｌ及びＦｅの添加量
Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｅ、Ｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ａｌ及びＦｅにおいても、要求される製品特性に応じて、添加量を調整することで、導電率、強度、応力緩和特性、めっき性等の製品特性を改善する。添加の効果は主に母相への固溶により発揮されるが、第二相粒子に含有され、若しくは新たな組成の第二相粒子を形成することで一層の効果を発揮させることもできる。しかしながら、これらの元素の総計が２．０質量％を超えると特性改善効果が飽和するうえ、製造性を損なう。従って、本発明に係るＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ−Ｃｏ系合金には、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｅ、Ｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ａｌ及びＦｅから選択される１種又は２種以上を総計で最大２．０質量％添加することができる。但し、０．００１質量％未満ではその効果が小さいので、好ましくは総計で０．００１〜２．０質量％、より好ましくは総計で０．０５〜１．０質量％添加するのがよい。【００３３】
上記したＭｇ、Ｍｎ、Ａｇ、Ｐ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｅ、Ｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ａｌ及びＦｅの添加量が合計で３．０％を超えると製造性を損ないやすいので、好ましくはこれらの合計は２．０質量％以下とし、より好ましくは１．５質量％以下とする。【００３４】
第二相粒子の分布条件
コルソン合金では適切な時効処理を施すことにより金属間化合物を主体とするナノメートルオーダー（一般には０．１μm以下）の微細な第二相粒子が析出し、導電率を劣化させずに高強度化が図れる。しかしながら、本発明のＣｕ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金は、従来のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系コルソン合金とは異なり、時効析出硬化のための必須成分として積極的にＣｏを添加するため、熱間圧延や溶体化処理などの熱処理時に粗大な第二相粒子が生じやすい。粗大な第二相粒子ほどその粒子中にＮｉ、Ｃｏ及びＳｉが取り込まれてしまう。その結果、母相へのＮｉ、Ｃｏ及びＳｉの固溶量が小さくなるため、時効析出硬化量が小さくなり、高強度化が図れない。
すなわち、Ｎｉ、Ｃｏ及びＳｉを含有した第二相粒子が大きくてその個数が多いほど、析出硬化に寄与する０．１μｍ以下の微細な析出粒子数が減じるため、粗大な第二相粒子の分布を制御することが望ましい。【００３５】
本発明において、第二相粒子とは主にシリサイドを指すが、これに限られるものではなく、溶解鋳造の凝固過程に生ずる晶出物及びその後の冷却過程で生ずる析出物、熱間圧延後の冷却過程で生ずる析出物、溶体化処理後の冷却過程で生ずる析出物、及び時効処理過程で生ずる析出物のことを言う。【００３６】
粒径が１μｍを超える粗大な第二相粒子はその組成に関わらず、強度に寄与しないばかりか曲げ加工性を低下させる。特に粒径が１０μｍを超える第二相粒子については曲げ加工性を著しく低下させ、打抜き性改善の効果も認められないため、上限は１０μｍとする必要がある。従って、本発明の好ましい一実施形態においては、粒径が１０μｍを超える第二相粒子は存在しない。
粒径が５μｍ〜１０μｍの第二相粒子は５０個／ｍｍ2以内であれば、強度、曲げ加工性及びプレス打抜き性を大きく損なうことはない。従って、本発明の別の好ましい一実施形態においては、粒径が５μｍ〜１０μｍである第二相粒子が圧延方向に平行な断面で５０個／ｍｍ2以下、より好ましくは２５個／ｍｍ2であり、更により好ましくは２０個／ｍｍ2であり、最も好ましくは１５個／ｍｍ2以下である。【００３７】
粒径が１μｍを超えて５μｍ未満の第二相粒子は、溶体化処理段階では１μｍ程度で結晶粒径の粗大化を抑制した後に、続く時効処理で粗大化した可能性があり、５μｍ以上の第二相粒子に比べて特性劣化の影響は小さいものと考えられる。【００３８】
本発明では、上記の知見に加えて、圧延方向に平行な断面で観察したときに、粒径が０．１μｍ以上１μｍ以下である第二相粒子の組成がプレス打抜き性に与える影響を発見し、それを制御した点に大きな技術的貢献がある。【００３９】
〔Ｎｉ＋Ｃｏ＋Ｓｉ〕量の中央値（ρ）
まず、プレス打抜き性は粒径が０．１μｍ以上１μｍ以下である第二相粒子中に含まれるＮｉ＋Ｃｏ＋Ｓｉの含有量が増加すると向上する。プレス打抜き性の向上効果が有意に現れてくるのは第二相粒子中の〔Ｎｉ＋Ｃｏ＋Ｓｉ〕量の中央値：ρ（質量％）が２０（質量％）以上のときである。ρが20質量％未満のときは、第二相粒子に含まれるＮｉ、Ｃｏ及びＳｉ以外の成分、すなわち銅、酸素、硫黄などの不可避不純物成分が多いことを意味するが、このような第二相粒子はプレス打抜き性改善への寄与が小さい。但し、ρが大きくなり過ぎると、今度は、時効による析出硬化を期待して添加したＮｉ、Ｃｏ及びＳｉが粒径０．１μｍ以上１μｍ以下の第二相粒子に過剰に取り込まれてしまったことを意味し、これらの元素の本来的機能である析出硬化が得られなくなる。その結果、強度が低下して延性が増大するため、打抜き性は劣化する。
よって、本発明では、材料を圧延方向に平行な断面で観察したときに、粒径が０．１μｍ以上１μｍ以下である第二相粒子について、〔Ｎｉ＋Ｃｏ＋Ｓｉ〕量の中央値：ρ（質量％）を２０（質量％）≦ρ≦６０（質量％）とした。好ましくは２５（質量％）≦ρ≦５５（質量％）、より好ましくは３０（質量％）≦ρ≦５０（質量％）である。【００４０】
標準偏差：σ（Ｎｉ+Ｃｏ+Ｓｉ）
また、粒径０．１μｍ以上１μｍ以下の第二相粒子中のＮｉ、Ｃｏ及びＳｉ含有量の合計にばらつきが大きいと、時効処理で析出した微細な第二相粒子中の組成もばらつきが大きくなり、時効硬化に適したＮｉ、Ｃｏ及びＳｉの組成をもたない第二相粒子があちこちに点在することとなる。つまり、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｉ濃度が高く、粗大な第２相粒子近傍は、母相中のＮｉ、Ｃｏ、Ｓｉ濃度が極端に低くなる。このような状態で時効析出処理を施すと、微細な第２相粒子の析出が不足し、強化を損なう。よってプレス打抜き時には局所的に強度が低く、延性の高い領域が形成されて、亀裂伝播を阻害する。その結果、銅合金全体として充分な強度が得られなくなるばかりでなく、プレス打抜き性も劣化する。逆に、第二相粒子中のＮｉ、Ｃｏ及びＳｉ含有量の合計にばらつきが小さいと、亀裂伝播の局所的な進展あるいは阻害が抑制されるので、良好な破断面を得ることができる。従って、第２相粒子に含まれる［Ｎｉ+Ｃｏ+Ｓｉ]量の標準偏差σ（Ｎｉ+Ｃｏ+Ｓｉ）（質量％）はできるだけ小さい方がよい。σ（Ｎｉ+Ｃｏ+Ｓｉ）が３０以下であれば特性に対して大きな悪影響を及ぼすことはない。
そこで、本発明では、圧延方向に平行な断面で粒径が０．１μｍ以上１μｍ以下である第二相粒子を観察したときに、σ（Ｎｉ+Ｃｏ+Ｓｉ）≦３０（質量％）であることを規定した。好ましくはσ（Ｎｉ+Ｃｏ+Ｓｉ）≦２５（質量％）であり、より好ましくはσ（Ｎｉ+Ｃｏ+Ｓｉ）≦２０（質量％）である。本発明に係る電子材料用銅合金は、典型的には１０≦σ（Ｎｉ+Ｃｏ+Ｓｉ）≦３０であり、より典型的には２０≦σ（Ｎｉ+Ｃｏ+Ｓｉ）≦３０であり、例えば２０≦σ（Ｎｉ+Ｃｏ+Ｓｉ）≦２５である。【００４１】
面積率：Ｓ
更に、圧延方向に平行な断面で観察したときに、粒径が０．１μｍ以上１μｍ以下である第二相粒子が観察視野に占める面積率：Ｓ（％）もプレス打抜き性に影響を与える。第二相粒子の面積率は、高いほどプレス打抜き性の改善効果は大きく、面積率で１％以上、好ましくは３％以上とする。面積率が１％より低い場合は、第二相粒子が少ない状態であり、プレス打ち抜き時の亀裂伝播に寄与する粒子が少なく、プレス打抜き性の改善効果が小さい。
但し、第二相粒子の面積率が高くなりすぎると、時効による析出硬化を期待して添加したＮｉ、Ｃｏ及びＳｉの多くが粗大な第二相粒子に取り込まれてしまい、これらの元素の本来的機能である析出硬化が得られなくなる。その結果、強度が低下して延性が増大するため、打抜き性は劣化する。従って、本発明では、圧延方向に平行な断面で第二相粒子を観察したときに、粒径が０．１μｍ以上１μｍ以下である第二相粒子が観察視野に占める面積率（％）の上限を１０％に制御することとした。面積率は好ましくは７％以下、より好ましくは５％以下である。【００４２】
本発明においては、第二相粒子の粒径とは、下記条件で第二相粒子を観察したときの、該粒子を取り囲む最小円の直径のことを指す。
粒径が０．１μｍ以上１μｍ以下の第二相粒子組成のばらつきと面積率はＦＥ-ＥＰＭＡの元素マッピングと画像解析ソフトの併用により観察可能であり、観察視野に分散する粒子の濃度測定、個数や粒径の測定および観察視野に占める第２相粒子面積率の測定が可能である。個々の第二相粒子に含まれるＮｉ、Ｃｏ、Ｓｉの含有量はＥＰＭＡの定量分析によって行なうことができる。
粒径が１μｍを超える第二相粒子の粒径や個数は、今述べた本発明範囲の粒径０．１〜１μｍの第二相粒子と同様の手法で、材料の圧延方向に対して平行な断面をエッチング後にＳＥＭ観察あるいはＥＰＭＡ等の電子顕微鏡を使用することで測定することができる。【００４３】
製造方法
コルソン系銅合金の一般的な製造プロセスでは、まず大気溶解炉を用い、電気銅、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｃｏ等の原料を溶解し、所望の組成の溶湯を得る。そして、この溶湯をインゴットに鋳造する。その後、熱間圧延を行い、冷間圧延と熱処理を繰り返して、所望の厚み及び特性を有する条や箔に仕上げる。熱処理には溶体化処理と時効処理がある。溶体化処理では、約７００〜約１０００℃の高温で加熱して、第二相粒子をＣｕ母地中に固溶させ、同時にＣｕ母地を再結晶させる。溶体化処理を、熱間圧延で兼ねることもある。時効処理では、約３５０〜約５５０℃の温度範囲で１時間以上加熱し、溶体化処理で固溶させた第二相粒子をナノメートルオーダーの微細粒子として析出させる。この時効処理で強度と導電率が上昇する。より高い強度を得るために、時効前及び／又は時効後に冷間圧延を行なうことがある。また、時効後に冷間圧延を行なう場合には、冷間圧延後に歪取焼鈍（低温焼鈍）を行なうことがある。
上記各工程の合間には適宜、表面の酸化スケール除去のための研削、研磨、ショットブラスト酸洗等が適宜行なわれる。【００４４】
本発明に係る銅合金においても上記の製造プロセスを経るが、最終的に得られる銅合金において、粒径が０．１μｍ以上１μｍ以下の第二相粒子の分布形態、更には粒径が１μｍを超える粗大な第二相粒子の分布形態を所望のものとするためには、熱間圧延と溶体化処理を厳密に制御して行なうことが重要である。従来のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系コルソン合金とは異なり、本発明のＣｕ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金は、時効析出硬化のための必須成分として第二相粒子が粗大化しやすいＣｏ（場合によっては更にＣｒ）を積極的に添加しているためである。これは、添加したＣｏがＮｉやＳｉと共に形成する第二相粒子の生成及び成長速度が、熱処理の際の保持温度と冷却速度に敏感であるという理由による。【００４５】
まず、鋳造時の凝固過程では粗大な晶出物が、その冷却過程では粗大な析出物が不可避的に生成するため、その後の工程においてこれらの第二相粒子を母相中に固溶する必要がある。９５０℃〜１０５０℃で１時間以上保持後に熱間圧延を行い、熱間圧延終了時の温度を８５０℃以上とすればＣｏ、更にＣｒを添加した場合であっても母相中に固溶することができる。９５０℃以上という温度条件は他のコルソン系合金の場合に比較して高い温度設定である。熱間圧延前の保持温度が９５０℃未満では固溶が不十分であり、１０５０℃を超えると材料が溶解する可能性がある。また、熱間圧延終了時の温度が８５０℃未満では固溶した元素が再び析出するため、高い強度を得ることが困難となる。よって高強度を得るためには８５０℃で熱間圧延を終了し、速やかに冷却することが望ましい。【００４６】
具体的には、熱間圧延の後、材料温度が８５０℃から４００℃まで低下するときの冷却速度を１５℃／ｓ以上、好ましくは１８℃／ｓ以上、例えば１５〜２５℃／ｓ、典型的には１５〜２０℃とするのがよい。【００４７】
溶体化処理では、溶解鋳造時の晶出粒子や、熱延後の析出粒子を固溶させ、溶体化処理以降の時効硬化能を高めることが目的である。このとき、第二相粒子の組成および面積率を制御するには、溶体化処理時の保持温度と時間、および保持後の冷却速度が重要となる。保持時間が一定の場合には、保持温度を高くすると、溶解鋳造時の晶出粒子や、熱延後の析出粒子を固溶させることが可能となり、面積率を低減することが可能となる。また冷却速度は速いほど冷却中の析出を抑制できる。ただし、冷却速度が速過ぎると、打抜き性に寄与する第二相粒子が不足する。一方、冷却速度が遅すぎる場合には、冷却中に第二相粒子が粗大化し、第二相粒子中のＮｉ、Ｃｏ、Ｓｉ含有量及び面積率が増加するため、時効硬化能が低減する。また、第二相粒子の粗大化が局在化するため、粒子中のＮｉ、Ｃｏ、Ｓｉ含有量のばらつきが生じやすくなる。よって第二相粒子の組成、およびその面積率を制御するには冷却速度の設定が特に重要となる。【００４８】
溶体化処理後、８５０〜６５０℃までは第二相粒子が生成及び成長し、その後、６５０℃〜４００℃では第二相粒子が粗大化する。よって、時効硬化能を損なわずに打抜き性改善に必要な第２相粒子を分散させるためには、溶体化処理後、８５０〜６５０℃までは緩冷却とし、その後の６５０℃〜４００℃までは、急冷却とする２段階冷却を採用するのがよい。【００４９】
具体的には、８５０℃〜１０５０℃で溶体化処理後、材料温度が溶体化処理温度から６５０℃まで低下するときの平均冷却速度を１℃／ｓ以上１５℃／ｓ未満、好ましくは５℃／ｓ以上１２℃／ｓ以下に制御して、６５０℃から４００℃まで低下するときの平均冷却速度を１５℃／ｓ以上、好ましくは１８℃／ｓ以上、例えば１５〜２５℃／ｓ、典型的には１５〜２０℃とすることでプレス打抜き性改善に効果的な第二相粒子を析出できる。【００５０】
６５０℃までの冷却速度を１℃／ｓ未満にすると、第二相粒子が過剰に析出して粗大化するため、第二相粒子を所望の分布状態にすることができない。一方、冷却速度を１５℃／ｓ以上にすると、第二相粒子は析出しないか又は微量にしか析出しないため、やはり第二相粒子を所望の分布状態にすることができない。【００５１】
一方、４００℃〜６５０℃の領域においては、できるだけ冷却速度は高めた方がよく、平均冷却速度を１５℃／ｓ以上とすることが必要である。６５０〜８５０℃の温度領域で析出した第二相粒子が必要以上に粗大化するのを防止するためである。なお、第二相粒子の析出が著しいのは４００℃程度までなので、４００℃未満における冷却速度は問題とならない。【００５２】
溶体化処理後の冷却速度制御には、８５０℃〜１０５０℃の範囲に加熱した加熱帯に隣接して、徐冷帯および冷却帯を設けて各々の保持時間を調整することで冷却速度を調整すればよい。急冷が必要な場合には冷却方法に水冷を施せばよく、緩冷却の場合には炉内に温度勾配をつくればよい。【００５３】
熱間圧延後の冷却速度においても今述べたような２段階冷却は有効である。具体的には、材料温度が８５０℃から６５０℃まで低下するときには、熱間圧延最中であるかその後の冷却最中であるかに関わらず、平均冷却速度を１℃／ｓ以上１５℃／ｓ未満、好ましくは３℃／ｓ以上１２℃／ｓ以下、より好ましくは好ましくは５℃／ｓ以上１０℃／ｓ以下とする。また、材料温度が６５０℃から４００℃まで低下するときには、平均冷却速度を１５℃／ｓ以上、好ましくは１７℃／ｓ以上とする。熱間圧延においてこのような冷却過程を経た上で溶体化処理を行なえば、より望ましい第二相粒子の分布状態を得ることが可能となる。この冷却方式を採用する場合は熱間圧延終了時の温度を８５０℃以上に設定する必要はなく、熱間圧延終了時の温度を６５０℃まで下げても不都合は生じない。【００５４】
熱間圧延後の冷却速度を管理せずに、溶体化処理後の冷却速度のみを制御しても、後の時効処理で粗大な第二相粒子を充分に抑制することはできない。熱間圧延後の冷却速度、及び溶体化処理後の冷却速度は共に制御する必要がある。【００５５】
冷却を速くする方法としては水冷が最も効果的である。ただし、水冷に使用する水の温度により冷却速度が変わるため、水温の管理をすることでより冷却を速くすることができる。水温が２５℃以上だと所望の冷却速度を得ることができない場合があるため、２５℃以下に保持するのが好ましい。水を溜めた槽内に材料を入れて水冷すると、水の温度は上昇し２５℃以上になり易いため、材料が一定の水の温度（２５℃以下）で冷却されるように霧状（シャワー状又はミスト状）にして噴霧したり、水槽に常時冷たい水を流すようにしたりして水温上昇を防ぐのが好ましい。また、水冷ノズルの増設や単位時間当たりにおける水量を増加することによっても冷却速度の上昇させることができる。【００５６】
本発明においては、熱間圧延後の、「８５０℃から４００℃までの平均冷却速度」は材料温度が８５０℃から４００℃まで低下するときの時間を計測し、“(８５０−４００)（℃）／冷却時間（ｓ）”によって算出した値（℃／ｓ）をいう。溶体化処理後の、「６５０℃に低下するまでの平均冷却速度」は溶体化処理で保持した材料温度から６５０℃まで低下する冷却時間を計測し、“(溶体化処理温度−６５０)（℃）／冷却時間（ｓ）”によって算出した値（℃／ｓ）をいう。「６５０℃から４００℃まで低下するときの平均冷却速度”とは同様に、“(６５０−４００)（℃）／冷却時間（ｓ）”によって算出した値（℃／ｓ）をいう。更に、熱間圧延後にも２段階冷却を行なうときも同様に、「８５０℃から６５０℃まで低下するとき」の平均冷却速度は“(８５０−６５０)（℃）／冷却時間（ｓ）”によって算出した値（℃／ｓ）をいい、「６５０℃から４００℃まで低下するとき」の平均冷却速度は “(６５０−４００)（℃）／冷却時間（ｓ）”によって算出した値（℃／ｓ）をいう。【００５７】
時効処理の条件は析出物の微細化に有用であるとして慣用的に行われている条件で構わないが、析出物が粗大化しないように温度及び時間を設定することに留意する。時効処理の条件の一例を挙げると、３５０〜５５０℃の温度範囲で１〜２４時間であり、より好ましくは４００〜５００℃の温度範囲で１〜２４時間である。なお、時効処理後の冷却速度は析出物の大小にほとんど影響を与えない。【００５８】
本発明のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ−Ｃｏ系合金は種々の伸銅品、例えば板、条、管、棒及び線に加工することができ、更に、本発明によるＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ−Ｃｏ系銅合金は、リードフレーム、コネクタ、ピン、端子、リレー、スイッチ、二次電池用箔材等の電子部品等に使用することができる。
【実施例】
【００５９】
以下に本発明の実施例を比較例と共に示すが、これらの実施例は本発明及びその利点をよりよく理解するために提供するものであり、発明が限定されることを意図するものではない。【００６０】
製造条件が合金特性に与える影響の検討
表１に記載の成分組成（組成番号１）の銅合金を、高周波溶解炉で１３００℃で溶製し、厚さ３０ｍｍのインゴットに鋳造した。次いで、このインゴットを１０００℃に加熱後、上り温度（熱間圧延終了温度）を９００℃として板厚１０ｍｍまで熱間圧延し、熱間圧延終了後は速やかに１８℃／ｓの冷却速度で４００℃まで冷却し、その後は空気中に放置して冷却した。次いで、表面のスケール除去のため厚さ９ｍｍまで面削を施した後、冷間圧延により厚さ０．１５ｍｍの板とした。次に種々の温度で溶体化処理を１２０秒行い、これを直ちに種々の冷却速度で４００℃まで冷却し、その後は空気中に放置して冷却した。次いで０．１０ｍｍまで冷間圧延して、４５０℃で３時間かけて不活性雰囲気中で時効処理を施して、最後に０．０８ｍｍまで冷間圧延し、最後に３００℃で３時間の低温焼鈍をして、試験片を製造した。【００６１】
【表１】
2009041197.tif 000002
【００６２】
このようにして得られた各試験片につき、第二相粒子中のＮｉ、Ｃｏ及びＳｉの合計含有量の中央値ρ（質量％）、標準偏差σ（Ｎｉ+Ｃｏ+Ｓｉ）（質量％）、及び面積率Ｓ（％）、第二相粒子の粒径分布、合金特性を以下のようにして測定した。【００６３】
まず、材料表面を電解研磨してＣｕの母地を溶解すると、第二相粒子を溶け残って現出した。電解研磨液はリン酸、硫酸、純水を適当な比率で混合したものを使用した。
粒径０．１〜１μｍの第二相粒子を観察するときは、ＦＥ-ＥＰＭＡ（電解放射型ＥＰＭＡ：日本電子（株）製ＪＸＡ-8500Ｆ）により、加速電圧を５〜１０kV、試料電流を２×１０-8〜１０-10Ａ、分光結晶はＬＤＥ、ＴＡＰ、ＰＥＴ、ＬＩＦを使用して、観察倍率３０００倍（観察視野３０μm×３０μm）で任意の１０箇所に分散する粒径０．１〜１μｍの第２相粒子全てを観察および分析し、付属の画像解析ソフトを用いて、粒子中のＮｉ、Ｃｏ及びＳｉの合計含有量の中央値ρ（質量％）、標準偏差σ（Ｎｉ+Ｃｏ+Ｓｉ）（質量％）、面積率Ｓ（％）を算出した。【００６４】
一方、粒径が１μｍを超える第二相粒子を観察するときは、粒径０．１〜１μｍの第二相粒子観察と同様の手法により、倍率１０００倍（監察視野１００×１２０μｍ）で任意の１０箇所を観察し、粒径５〜１０μｍの析出物の個数と、粒径１０μｍを超える析出物の個数を数え、１ｍｍ2当たりの個数を算出した。【００６５】
強度については圧延平行方向の引っ張り試験を行って０．２％耐力（ＹＳ：ＭＰａ）を測定した。【００６６】
導電率（ＥＣ；％ＩＡＣＳ）についてはＷブリッジによる体積抵抗率測定により求めた。【００６７】
打抜き性はばり高さにより評価した。金型クリアランスを１０％とし、２５０ｓｐｍの打抜き速度で、金型で角孔（１ｍｍ×５ｍｍ）を多数打抜き、ばり高さ（１０箇所の平均値）をＳＥＭ観察にて測定した。バリ高さが１５μm以下のものを適合として‘○’で示し、１５μm以上のものを不適合として‘×’で示した。【００６８】
製造条件及び結果を表２に示す。【００６９】
【表２】
2009041197.tif 000003
【００７０】
実施例１〜６の合金は、σ、ρ、Ｓ、粒径５〜１０μｍの析出物の個数、及び粒径１０μｍを超える析出物の個数について、適切な範囲にあった。強度及び導電率に加えてプレス打抜き性においても優れた特性を有していた。
比較例１、７、８、１４は溶体化処理後、６５０℃に低下するまでの平均冷却速度が速すぎ、第二相粒子中のＮｉ、Ｃｏ、Ｓｉ濃度及び面積率が低下した。その結果、プレス打抜き性が不充分となった。なお、比較例８は特願２００７−０９２２６９に記載の実施例１に相当する。
一方、比較例６、１３、１９は溶体化処理後、６５０℃に低下するまでの平均冷却速度が遅すぎ、第二相粒子中のＮｉ、Ｃｏ、Ｓｉ濃度及び面積率が上昇した。その結果、プレス打抜き性が不充分となった。強度も実施例に比べて低下しているが、これは粗大な第二相粒子中のＮｉ、Ｃｏ、Ｓｉ濃度が高くなった結果、これらが時効処理時に微細析出しなかったためと考えられる。
比較例２、３、４、５、９、１０、１１、１２、１５、１６、１７、１８及び１９は溶体化処理後、６５０℃から４００℃まで低下するときの平均冷却速度が遅く、第二相粒子中のＮｉ、Ｃｏ、Ｓｉ濃度にばらつきが大きくなった。その結果、プレス打抜き性が不充分となった。
比較例２０及び２１は溶体化処理温度が低すぎたため、第二相粒子中のＮｉ、Ｃｏ、Ｓｉ濃度のばらつきが大きく、面積率も上昇した。比較例２１ではＮｉ、Ｃｏ、Ｓｉ濃度も上昇した。その結果、プレス打抜き性が不充分となった。強度も実施例に比べて低下しているが、これは粗大な第二相粒子中のＮｉ、Ｃｏ、Ｓｉ濃度が高くなった結果、これらが時効処理時に微細析出しなかったためと考えられる。【００７１】
組成が合金特性に与える影響の検討
表３に記載の各種成分組成の銅合金を、高周波溶解炉で１３００℃で溶製し、厚さ３０ｍｍのインゴットに鋳造した。次いで、このインゴットを１０００℃に加熱後、上り温度（熱間圧延終了温度）９００℃として板厚１０ｍｍまで熱間圧延し、熱間圧延終了後は速やかに１８℃／ｓの冷却速度で４００℃まで冷却し、その後は空気中に放置して冷却した。次いで、表面のスケール除去のため厚さ９ｍｍまで面削を施した後、冷間圧延により厚さ０．１５ｍｍの板とした。次に９５０℃で溶体化処理を１２０秒行い、直ちに８５０から６５０℃までの平均冷却速度を１２℃／ｓとし、６５０℃から４００℃までの平均冷却速度を１８℃／ｓとして冷却した。１８℃／ｓの冷却速度で４００℃まで冷却し、その後は空気中に放置して冷却した。次いで０．１０ｍｍまで冷間圧延して、４５０℃で３時間かけて不活性雰囲気中で時効処理を施して、最後に０．０８ｍｍまで冷間圧延し、最後に３００℃で３時間の低温焼鈍をして、試験片を製造した。【００７２】
【表３】
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【００７３】
実施例７〜１６の合金は何れも、σ、ρ、Ｓ、粒径５〜１０μｍの析出物の個数、及び粒径１０μｍを超える析出物の個数について、適切な範囲にあったため、強度及び導電率に加えてプレス打抜き性においても優れた特性を有していた。実施例８は実施例３と同一である。Ｃｒ等の添加元素を加えることによって、更に強度が向上したことが分かる。
【国際調査報告】
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