(57)【要約】【課題】  強度と導電性に共に優れた高強度高導電性銅合金及びその製造方法を提供する。【解決手段】  質量％でＦｅを７％以上２５％以下含有し、Ａｇを３％以上１０％以下含有し、残部Ｃｕ及び不可避的不純物からなり、Ｃｕ母相、Ｆｅを９０％以上含むＦｅ相、及びＡｇを５０％以上含むＡｇ相が共存する。【選択図】  図７
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％でＦｅを７％以上２５％以下含有し、Ａｇを３％以上１０％以下含有し、残部Ｃｕ及び不可避的不純物からなり、Ｃｕ母相、Ｆｅを７０％以上含むＦｅ相、及びＡｇを５０％以上含むＡｇ相が共存することを特徴とする高強度高導電性銅合金。
【請求項２】
さらに、質量％でＳｎ，Ｍｇ及びＺｒの群から選ばれる１種又は２種以上の微量元素を合計で０．０５％以上１％以下含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度高導電性銅合金。
【請求項３】
圧延材であることを特徴とする請求項１又は２に記載の高強度高導電性銅合金。
【請求項４】
圧延面方向において、前記Ｆｅ相及び前記Ｃｕ母相のうち隣接する相によって区切られる前記Ｃｕ母相の平均厚さｄがｄ≦４００ｎｍの関係を満たすことを特徴とする請求項３に記載の高強度高導電性銅合金。
【請求項５】
圧延直角断面から見たとき、前記Ｆｅ相の平均アスペクト比Ａｔ２が１０≦Ａｔ２の関係を満たすことを特徴とする請求項３又は４に記載の高強度高導電性銅合金。
【請求項６】
請求項１、４又は５記載の高強度高導電性銅合金の製造方法であって、質量％でＦｅを７％以上２５％以下含有し、Ａｇを３％以上１０％以下含有し、残部Ｃｕ及び不可避的不純物からなり、Ｃｕ母相、Ｆｅを７０％以上含むＦｅ相、及びＡｇを５０％以上含むＡｇ相が共存する銅合金の圧延素材を２枚以上積層する第１工程と、前記積層された圧延素材をその積層方向に圧延する第２工程とをこの順序で１回以上繰り返すことを特徴とする高強度高導電性銅合金の製造方法。
【請求項７】
前記圧延素材はさらに、質量％でＳｎ，Ｍｇ及びＺｒの群から選ばれる１種又は２種以上の微量元素を合計で０．０５％以上１％以下含有することを特徴とする請求項６に記載の高強度高導電性銅合金の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は高強度高導電性銅合金及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
端子、コネクタ、スイッチ、リレー等の電気・電子機器用のばね材には優れたばね特性、曲げ加工性、導電性が要求され、従来はりん青銅等が用いられてきたが、近年では電子部品の一層の小型化の要請から高強度高導電性の合金が開発されている。
一般に、Ｃｕに強化元素を添加して高強度化すると導電率が低下し、一方で導電率を上昇させるためＣｕ純度を高めると低強度となる関係がある。そこで、Ｃｕ母相中に第二相を晶出させた合金系（複相合金）が開発された。この合金は、強加工することにより第二相がファイバ状に分散され、りん青銅と同等以上の強度を持ちつつ、母相はＣｕであるため、導電率が６０％ＩＡＣＳ(ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ ａｎｎｅａｌｅｄ ｃｏｐｐｅｒ ｓｔａｎｄａｒｄ：焼鈍標準軟銅に対する電気伝導度の比)を超える高導電性が得られている。この複相合金系としては、Ｃｕ−Ｃｒ、Ｃｕ−Ｆｅ、Ｃｕ−Ｎｂ、Ｃｕ−Ｗ、Ｃｕ−Ｔａ、Ｃｕ−Ａｇなどが知られている（例えば、特許文献１〜８参照）。
【０００３】
上記従来技術の場合、第二相をファイバ状に延伸するための加工法として、線引き、圧延等の手段が用いられている。例えば、上記特許文献１、２には複相合金を圧延して製造すると、第二相が圧延方向に充分延伸されて繊維状になり、圧延直角方向（圧延材の長手方向に圧延が進むとして、圧延材の幅方向をいう）の強度も向上することが記載されている。
【０００４】
又、圧延は各種板材等を連続的に生産できる加工法であるが、加工前後の材料寸法の制約等から加工度をあまり大きくすることができないという問題がある。つまり、加工度は、真歪η=ｌｎ（Ａ０／Ａ）で表されるが（Ａ０：加工前の断面積、Ａ：加工後の断面積）、加工度が増加すると板厚が減少するため、製品厚に至るとそれ以上の加工ができなくなる。例えば、通常の圧延材の加工度は、η＝１〜６（６３．２％〜９９．８％）程度に過ぎず、これ以上大きなηを得るには非常に大きな寸法の材料が必要となり、複相合金の強度を向上することができない。
このようなことから、繰り返し重ね接合圧延（Ａｃｃｕｍｕｌａｔｉｖｅ Ｒｏｌｌ-Ｂｏｎｄｉｎｇ：以下、適宜「ＡＲＢ」と称する）が提案されている（例えば、特許文献９参照）。この技術は、圧延後の材料を切断後に積層して元の板厚とした後、再圧延するサイクルを繰り返すことにより、最終板厚を減少させずに圧延を施し、強加工を行う方法である。
【０００５】
【特許文献１】特開平６‐１９２８０１号公報
【特許文献２】特開平６‐２７９８９４号公報
【特許文献３】特開平９‐１０４９３５号公報
【特許文献４】特開平９‐２３５６３３号公報
【特許文献５】特開平９‐２４９９２５号公報
【特許文献６】特開平１０‐５３８２４号公報
【特許文献７】特開平１０‐１４０２６７号公報
【特許文献８】特公昭４８‐３４６５２号公報
【特許文献９】特許第２９６１２６３号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
一般に、複相合金は、複合則を利用して強化する合金、もしくは異相界面積を増加させることで強化する合金であり、第二相を繊維状（ファイバ状）に分散させることで強化される。ここでは、銅中に固溶しない晶出した第二相を強加工により銅母相中に繊維状に分散することにより作られ、異相界面積を増加することによる効果が大きい。このため第二相は数多く分散している（同じ体積分率なら微細に分散している）ほど、第二相が引き伸ばされやすいほど、また加工度が大きくなるほど高強度化される。
また、上記した従来の複相合金はいずれも２相合金であり、Ｃｕ−Ｆｅ合金、Ｃｕ−Ｃｒ合金、Ｃｕ−Ｎｂ合金等のＣｕ−ｂｃｃ系合金と、Ｃｕ−Ａｇ合金（共晶系合金）とに分けられる。しかしながら、Ｃｕ−Ａｇ合金は初期晶出物を微細にし易いものの、熱間加工性や耐熱性に劣り、又材料コストが高い。一方、Ｃｕ−Ａｇ合金と比較するとＣｕ−ｂｃｃ系合金は耐熱性に優れ、材料コストが安価である。しかし、強度を向上するためＦｅ含有量を多くすると、導電性の低下、融点上昇、固液共存領域が大きいことに起因する凝固欠陥等により生産性が低下する。
特に、Ｃｕ−Ｆｅ合金の場合、初晶がＦｅ相であり鋳造条件により晶出物を微細化することが難しいため、Ｆｅ晶出物の微細化による高強度化に限界がある。そのため、Ｆｅ添加量（Ｆｅ相の割合）を増やして強度を向上させようとすると、導電性が低下するだけではなく、第二相の晶出物の個数が増えず、個々の晶出物が粗大となり強度上昇が小さくなる。また上記した生産性の低下を招く。
すなわち、本発明は上記の課題を解決するためになされたものであり、強度と導電性に共に優れた高強度高導電性銅合金及びその製造方法の提供を目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明者らは種々検討した結果、Ｃｕ母相中にＦｅ相とＡｇ相とを晶出させて３相合金とすることにより、Ｆｅの過剰添加に伴う導電率の低下を防ぎ、Ｆｅ相を微細化し、さらにＡｇ相が共存することで、導電性を損なわず強度を向上できることを突き止めた。
【０００８】
上記の目的を達成するために、本発明の高強度高導電性銅合金は、質量％でＦｅを７％以上２５％以下含有し、Ａｇを３％以上１０％以下含有し、残部Ｃｕ及び不可避的不純物からなり、Ｃｕ母相、Ｆｅを７０％以上含むＦｅ相、及びＡｇを５０％以上含むＡｇ相が共存することを特徴とする。
【０００９】
前記高強度高導電性銅合金は、さらに、質量％でＳｎ，Ｍｇ及びＺｒの群から選ばれる１種又は２種以上の微量元素を合計で０．０５％以上１％以下含有することが好ましい。
圧延面方向において、前記Ｆｅ相及び前記Ａｇ相のうち隣接する相によって区切られる前記Ｃｕ母相の平均厚さｄがｄ≦４００ｎｍの関係を満たすこと、圧延直角断面から見たとき、前記Ｆｅ相の平均アスペクト比Ａｔ２が１０≦Ａｔ２の関係を満たすことが好ましい。
【００１０】
ここで、Ｆｅ相において、そのアスペクト比は、（Ｆｅ相の伸長幅）/（Ｆｅ相の圧延厚み方向での厚さ）で定義される。従って、圧延直角方向に沿う断面（圧延直角断面）から見たアスペクト比Ａｔは、図１のｔ２／ｔ１で表される。ｔ２、ｔ１はＦｅ相の断面像から求めることができる。Ｆｅ相におけるｔ２、ｔ１は、通常、圧延直角断面について得られたＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）のＢＳＥ（反射電子）像からｔ２、ｔ１の最大値を採用すればよい。
一つのＦｅ相のｔ２、ｔ１から算出されるＡｔを複数個（たとえば１００個）のＦｅ相について測定し、得られたＡｔの平均値を平均アスペクト比Ａｔ２とすればよい。
【００１１】
本発明の高強度高導電性銅合金の製造方法の一形態は、前記高強度高導電性銅合金の製造方法であって、質量％でＦｅを７％以上２５％以下含有し、Ａｇを３％以上１０％以下含有し、残部Ｃｕ及び不可避的不純物からなり、Ｃｕ母相、Ｆｅを７０％以上含むＦｅ相、及びＡｇを５０％以上含むＡｇ相が共存する銅合金の圧延素材を２枚以上積層する第１工程と、前記積層された圧延素材をその積層方向に圧延する第２工程とをこの順序で１回以上繰り返すことを特徴とする。なお、２枚以上積層する場合の圧延素材は、同種あるいは異種いずれでもよい。
前記圧延素材はさらに、質量％でＳｎ，Ｍｇ及びＺｒの群から選ばれる１種又は２種以上の微量元素を合計で０．０５％以上１％以下含有することが好ましい。
【発明の効果】
【００１２】
本発明によれば、強度と導電性に共に優れた高強度高導電性銅合金が得られる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１３】
以下、本発明に係る高強度高導電性銅合金の実施の形態について説明する。なお、本発明において％とは、特に断らない限り、質量％を示すものとする。
【００１４】
＜高強度高導電性銅合金の組成＞
［化学成分］
上記銅合金は、質量％でＦｅを７％以上２５％以下含有し、Ａｇを３％以上１０％以下含有し残部Ｃｕ及び不可避的不純物からなる。Ｆｅが７％以上含有されるとＣｕ母相中にＦｅ相として晶出し、Ａｇが３％以上含有されるとＣｕ母相中にＡｇ相として晶出し、３相の「複相合金」となる。好ましくは、上記銅合金はＦｅを７％以上２５％以下含有する。Ｆｅ相は、複相合金として主に異相界面積の増加に伴う強化に寄与する。又、Ａｇ相は、複相合金として主に固溶強化、析出強化、Ｆｅ相の初期晶出物の微細化及び異相界面積の増加に伴う強化に寄与すると考えられる。なお、Ａｇの含有量が３％未満であってもＣｕ母相の固溶強化、析出強化に寄与するが、含有量を３％以上としてＡｇ相を晶出させることで、さらに異相界面積の増加に伴う強化の効果が得られる。なお、Ｃｕ−Ａｇ合金において、Ａｇは８％まで固溶するが、鋳造は非平衡状態で行われるためＡｇは３％であっても晶出する。
【００１５】
Ｆｅの含有量が７％未満であると、Ｆｅ相による複合強化の効果が少なく、２５％を超えると鋳造等が困難になり生産性が低下したり、得られた合金の導電性が低下したりする。又、Ａｇの含有量が３％未満であると、Ａｇ相による複合強化の効果が少なく、１０％を超えるとコストが増大する。又、Ａｇの含有量が１０％を超えると、熱間加工性等の生産性が低下したり、耐熱性が低下したりする。
【００１６】
[Ｆｅ相及びＡｇ相]
Ｆｅ相及びＡｇ相は、Ｃｕ及び上記化学成分を含む合金溶湯から鋳造時にＦｅやＡｇが晶出したものである。Ｆｅ相はＦｅを７０％以上含み、Ａｇ相はＡｇを５０％以上含む。Ｆｅ相及びＡｇ相は、Ｃｕ母相内に例えば針状に晶出するが、晶出形態はこれに限定されない。なお、以下に述べる微量元素を含む場合、微量元素はＣｕ母相とＦｅ相(又はＡｇ相)とに所定割合で分配される。尚、Ｃｕ母相は、例えばＣｕを９０％以上含むが、これに限られない。
Ｆｅ相及びＡｇ相は、最終工程終了後の圧延組織の断面を研磨した後、ＳＥＭのＢＳＥ像により、母相と異なる組成として観察することができる。組織が観察しにくい場合は、エッチング又は電解研磨を行ってもよい。
【００１７】
［３相合金］
次に、本発明において３相合金系を用いる理由について説明する。まず、２相合金であるＣｕ−Ａｇ合金は熱間加工性や耐熱性に劣り、又材料コストが高い。一方、Ｃｕ−Ｆｅ合金はＣｕ−Ａｇ合金に比べて強度が低く、又、強度を向上するためＦｅ含有量を多くすると、高融点になることや固液共存領域が広くなることにより生産性が低下する。またＦｅ相が粗大化して含有量の増加に見合うだけの強度上昇が得られず、導電性は低下する。そこで、Ｃｕ−Ｆｅ合金系にＡｇを含有させると、Ａｇの存在によりＦｅ相の粗大化が抑制される。更に、融点も上昇しないので生産性の悪化が防止される。又、Ａｇを含有させると、Ｆｅ相（Ａｇ相）の晶出物が微細化され、さらにＡｇはＣｕ母相に固溶しても導電率の低下が少ない。このように、Ｃｕ−Ｆｅ−Ａｇ合金とすることにより、２相合金に比べ、強度及び導電率をともに向上させることができ、耐熱性も向上する。
【００１８】
なお、複相合金の強度を向上させる方法として、Ｃｕ母相以外の異相の初期晶出物を微細化すること、加工度（例えば冷間加工度）を大きくとること、及び加工により異相が変形し易いことが挙げられる。しかし、Ｃｕ−Ｆｅ合金の場合、晶出したＦｅ相は剛性が高く、加工によって変形し難いが、Ｃｕ−Ｆｅ−Ａｇ合金とすることによりＦｅ相が変形し易くなる。これは、Ｆｅ相及びＡｇ相の相互作用によると考えられる。
【００１９】
［不可避的不純物］
上記銅合金中の不可避的不純物の含有量は、ＪＩＳ  Ｈ２１２３に規格する無酸素形銅Ｃ１０１１ほど清浄である必要はなく、例えば、炉材や原料などから通常混入する範囲の不純物量であれば許容される。
【００２０】
［微量元素］
上記銅合金は、さらに微量元素として、質量％でＳｎ，Ｍｇ及びＺｒの群から選ばれる１種又は２種以上の微量元素を合計で０．０５％以上１％以下含有することが好ましい。上記微量元素は、上記銅合金を析出強化（または固溶強化）させ、耐熱性を向上させ、又は上記銅合金鋳造時のＦｅ相及び／又はＡｇ相の初期晶出物を微細化し、合金の強度を向上させる。微量元素の含有量が０．０５％未満であると、これらの効果が認められないことがあり、１％を超えると合金の導電率を著しく低下させる場合がある。
なお、Ｓｎ，Ｍｇは固溶強化に寄与し、Ｚｒ，Ｍｇは析出強化及び耐熱性の向上に寄与し、ＳｎはＦｅ相及び／又はＡｇ相の初期晶出物の微細化による強度向上にも寄与する。
【００２１】
＜高強度高導電性銅合金の圧延＞
上記合金の素材（鋳塊等）を圧延することにより、合金の強度をさらに向上させることができる。一般に、複相合金は、母相中に繊維状、リボン状等の母相とは異なる相を分散させることにより強化を図る合金であり、強加工によりＣｕ中に固溶せずに晶出したＦｅ相及びＡｇ相を引き伸ばしてＣｕ母相中に分散させて高強度を得る。強加工としては、線引き、圧延等があるが、圧延材とすると幅広の材料や板材を製造することができる。
なお、Ｃｕ−Ｆｅ−Ａｇ合金とすることにより、Ｆｅ相やＡｇ相は２相合金中に単独に存在する場合に比べて変形し易くなる。従って、冷間圧延を行った場合の各相の伸びも２相合金に比べて大きく、より高強度化される。
【００２２】
＜Ｃｕ母相の平均厚さｄ＞
ところで、本発明の複相合金の強度には弾性的効果と塑性的効果があり、弾性的効果は母相より硬い相が存在することで強化され、複合側によれば、式
σ＝Ｖ１σ１＋Ｖ２σ２＋Ｖ３σ３
で表される（添え字１，２，３はそれぞれＣｕ，Ｆｅ，Ａｇを示し、Ｖは体積分率を、σは応力を示す）。しかしながら、本発明の合金の場合、Ｖ２及びＶ３よりＶ１の方が極めて大きく、例えば、Ｖ１＝０．８、Ｖ２＝０．１とすると、Ｆｅ相の応力σ２を１００ＭＰａまで高めても合金全体としては１０ＭＰａしか強度が上昇しない。
一方、塑性的効果はＣｕ母相のみに変形が起こることによる効果でＣｕ母相とＦｅ相及びＡｇ相の異相界面積が増大すると高強度化される。
以上のことから、Ｆｅ相及びＡｇ相の強度（応力）σや体積分率Ｖを増大させることより、異相界面積（Ｃｕ母相とＦｅ相の界面、及びＣｕ母相とＡｇ相の界面が転位障害となる）を増大させることの方が高強度化の点で重要となる。
つまり、複相合金の強化に効く要因として、１）体積分率が大きいこと、２）異相の界面積が大きいこと、３）母相の厚さ（第二相や第三相によって挟まれる母相の厚さ）が薄いことが挙げられる。このうち、１）が大きくなると、母相の厚さも薄くなり、３）の効果も得られるが、この効果を発現させるのは効率的ではない。そこで、本発明においては上記２）、３）に着目する。ここで、２）を大きくすると組織は微細化し、母相の厚さも薄くなる。又、３）を薄くするためには加工度を大きくとるが、その結果、異相界面積も増大する。つまり、２）と３）は相互に関連し、複相合金の強化には上記１）〜３）の効果が相乗的に効くと考えられる。
しかしながら、２）及び３）の程度を示す指標として異相界面積を測定することは現実には難しい。そこで、Ｃｕ母相の平均厚さ（又は、隣接する第二相及び／又は第三相の間隔）ｄを異相界面積のパラメータとして用いる。このことを図１を用いて説明する。
【００２３】
まず、本発明の合金として圧延材を考えた場合、その圧延材組織として模式図１に示すものが例示される。この図において、圧延材２のＣｕ母相(マトリクス)中に、Ｆｅ相及びＡｇ相４が分散されている（図１においてＦｅ相とＡｇ相を特に区別しない）。板幅方向を「圧延直角方向Ｔ」とし、板の長手方向を「圧延方向Ｌ」とする。従来の複相合金の場合、第二相は圧延直角方向には殆ど延伸されずファイバ状である。一方、本発明においては、Ｆｅ相及びＡｇ相は圧延直角方向にも延伸され、例えばリボン状（舌片状）の形態を示す。
このように、圧延材の場合、リボン状のＦｅ相及びＡｇ相が圧延面方向に積層された状態で分散し、又、Ｆｅ相及びＡｇ相の厚みが薄いので、各相の間隔（圧延面方向から見て、Ｆｅ相又はＡｇ相によって区切られるＣｕ母相の厚さ）が狭い程、合金の単位体積中のＦｅ相及びＡｇ相の個数が多くなる、つまり、異相界面積が増大することになる。
【００２４】
いま、Ｆｅ相及びＡｇ相の厚みを無視すれば、圧延面方向に平行な線分を横切るＦｅ相及びＡｇ相の個数が多い程、各相の間隔は狭くなり、
Ｃｕ母相の平均厚さｄ＝（線分ｍの長さ）／（線分ｍを横切るＦｅ相及びＡｇ相の個数）で表される。なお、線分ｍの長さとしては、例えば、圧延材の板厚としてもよく、顕微鏡の視野領域程度としてもよい。又、複数の線分について求めたｄをさらに平均してもよい。粗大なＦｅ相が存在する場合、線分の長さからその距離を引く。具体的には、５０ｎｍ以上のＦｅ相の距離の和を線分の長さから引いたものを線分ｍの長さとして、それを横切るＦｅ相及びＡｇ相の個数で割ってｄを求める。粗大なＦｅ相は、例えば図２に示すようなものである。
なお、上記ｄは、合金材料の厚み（板厚）より充分に小さく、通常Ｆｅ相及びＡｇ相の厚みより充分に大きい。線分の長さに比べて、Ａｇ相は無視できるほど小さい。
【００２５】
異相界面積を増大させて合金の強度を向上させる点から、ｄがｄ≦４００ｎｍの関係を満たすことが好ましい。３相合金とすると、２相合金に比べて初期晶出物が微細化するとともにその個数も増えるので、異相界面積が増大する。又、３相合金とすることにより、２相合金に比べてＦｅ相及びＡｇ相が変形し易くなるため、ｄが小さくなり易い。
【００２６】
＜Ｆｅ相の平均アスペクト比Ａｔ２＞
本発明の圧延材を圧延直角断面から見たとき、Ｆｅ相の平均アスペクト比Ａｔ２を１０以上とする。平均アスペクト比Ａｔ２の規定方法について、前記図１を参照して説明する。
上記したように、本発明において、Ｆｅ相及びＡｇ相は圧延直角方向にも延伸され、例えばリボン状（舌片状）の形態を示す。なお、従来から公知の他の複相合金において、圧延直角方向にも第二相が延伸されてリボン状（舌片状）になったものが存在する場合があっても、本発明においては、好ましくは第二相の圧延直角方向の長さは従来の複相合金より長く、平均アスペクト比も本発明の方が大きい。
【００２７】
［Ａｔの規制範囲］
本発明において、Ａｔ２は１０以上とする。Ａｔ２が１０未満であると、圧延直角方向にＦｅ相があまり延伸されず、この方向の強化が不充分となって強度が向上しないばかりでなく、異相界面で割れが生じる等、曲げ加工性が低下する。一方、Ａｔ２は特に上限を設けないが、Ａｔ２が１１０以下であれば、製造が容易である。又、通常の圧延方法においては、８０を超えるＡｔ２を得ることが難しい場合もあるが、後述するＡＲＢ（繰り返し重ね接合圧延）においては容易である。
なお、Ａｇ相の平均アスペクト比Ａｔ３も上記Ａｔ２とまったく同様にして規定することができるが、Ｆｅ相よりＡｇ相の方が変形し易いため、必ずＡｔ３＞Ａｔ２となっていた。従って、Ａｔ２の下限値を規定すれば充分である。
【００２８】
［Ａｔ２の調整方法］
通常、圧延を行うと組織は圧延方向に延伸されるが、圧延直角方向にはあまり延伸されない。そこで、最終的に管理されるＡｔの値を考慮し、圧延直角方向にＦｅ相の幅ｔ２が伸びるよう、圧延前に晶出物（Ｆｅ相）をある程度の大きさまで成長させるなどの方法がある。また、熱間鍛造、冷間鍛造により幅だしを行うことでＡｔは大きくなる。その他に圧延時の圧延方向張力を低くすることにより、圧延方向への組織の延伸を弱めて圧延直角方向にＦｅ相を延伸させることや、１パス当りの加工度を減らし、パス回数を増やすことによっても、圧延直角方向にＦｅ相を延伸させることができる。
【００２９】
たとえば、まず、熱間鍛造を行いインゴット幅の１．４倍程度まで幅を広げる。その後熱間圧延、冷間圧延を行い、熱処理、冷間圧延、再び熱処理を行う。
【００３０】
次に、熱処理後に冷間圧延を行うが、Ａｔを大きくするには冷間圧延時の１パスあたりの加工度η＝０．１６〜０．３６（１５％〜３０％）、好ましくはη＝０．２９（２５％）以下程度と低くし、冷間圧延時にかける張力を８０ＭＰａ〜３００ＭＰａ、好ましくは２００ＭＰａ以下に抑えるとよい。
【００３１】
＜製造＞
以下、本発明の合金の製造方法の一例を挙げる。まず、電気銅又は無酸素銅を主原料とし、上記化学成分その他を添加した組成を溶解炉にて溶解し、インゴット（鋳塊）を作製する。このインゴットを均質化焼鈍した後、熱間（温間）圧延又は熱間（温間）鍛造又は熱間（温間）圧延と熱間（温間）鍛造を共に行い、冷間圧延する。
圧延方法としては、上記した冷間圧延によって最終板厚にしてもよいが、ＡＲＢを行うこともできる。ＡＲＢで行う場合以下のように行うことが好ましい。
【００３２】
＜繰り返し重ね接合圧延（ＡＲＢ）＞
ＡＲＢは、上記した冷間圧延材をＡＲＢ用の圧延素材として行う。図３は、ＡＲＢの一例の概略を模式的に示した工程図である。
この図において、まず、２枚の圧延素材１Ａ、１Ｂの表面Ｓ、Ｓをそれぞれ清浄化する。圧延素材としては、銅合金のインゴット、インゴットを適宜均質化焼鈍してから熱間圧延又は熱間鍛造したもの、及び冷間圧延したものを用いることができる。圧延素材の厚みは、インゴット等の肉厚のものでもよく、最終製品厚に近い板厚が薄い冷間圧延材でもよい。又、清浄化は、圧延素材が圧延によって接合されるよう、表面の油分や酸化膜等を除去するためのものであり、例えば、脱脂、研磨、洗浄等を行うことができる。なお、ＡＲＢにおいて、清浄化する工程は現在必須であるが、焼鈍、圧延等により圧延素材の表面粗さ等を厳密に制御できるようになれば、将来省略することも可能である。
次に、圧延素材１Ａ、１Ｂを積層し（Ｉ：第１工程）、先端部Ｊ同士を接合する。圧延素材は２枚以上であれば何枚積層してもよい。又、接合は必須ではないが、圧延時に先端部が開いて接合できなくなったり、積層した素材間に隙間が生じて表面酸化等が生じたりすることを防止するために行うことが好ましい。接合方法は、溶接の他、機械的接合（ボルト等による締結、ワイヤ等による緊縛）であってもよい。又、先端に加え、圧延素材の後端（圧延出側）を接合してもよい。
次に、圧延素材１Ａ、１Ｂをロール１０、１０間に通し、その積層方向（図の上下方向）に圧延する（ＩＩ：第２工程）。なお、圧延素材の加工性に応じて、圧延前に圧延素材を熱処理してもよく、又、熱処理しなくともよい。
次に、カッター２０を用い、圧延材１Ｃを例えば短手方向（圧延直角方向）に切断し、長手方向が分断された２つの圧延材１Ｄ、１Ｅを得る。各圧延材は圧延素材の場合と同様にして再度ＡＲＢに供され、圧延される。
また、本発明においては、圧延の前後やその途中、及び最終圧延後に各種の熱処理や焼鈍を行ってもよい。
【００３３】
ＡＲＢにおいては、上記した一連の工程をこの順序で１回以上繰り返す。２回以上繰り返す場合は、圧延材を切断し工程の最初に戻す工程を行う。例えば、ＡＲＢの圧下率を５０％とした場合、圧延前の圧延素材の厚みはそれぞれｔ０であるが、圧延後の圧延材１Ｃの厚みもｔ０（０．５ｔ０＋０．５ｔ０）となり、実際の材料厚みを減少させずに圧延することができる。又、図３の圧延素材１Ａ、１ＢにおけるＦｅ（Ａｇ）相１ｘの間隔（Ｃｕ母相の厚さ）をｄ０とすると、圧延後のＣｕ母相の厚さｄ１＝０．５ｄ０となり（圧下率５０％の場合）、圧延材の組織は強加工を受けて微細化することがわかる。
【００３４】
本発明の合金は、すでに述べたようにＣｕ−Ｆｅ−Ａｇ系の３相合金とすることによりＦｅ相が変形し易くなり、Ｃｕ母相の平均厚さｄも小さくなり、高強度化することができる。このような強化機構を考慮すると、ＡＲＢで圧延して加工度ηを大きくするほど、Ｃｕ母相の間隔が狭まって厚みが薄くなり、Ｃｕ母相とＦｅ相及びＡｇ相の異相界面積が増加して高強度化される。ＡＲＢの繰返し回数が多いほど、加工度を大きくすることができる。又、繰返し回数に上限はないが、合金の組成に応じて圧延による割れが生じない範囲に設定すればよい。必要な最終板厚によるが、例えば、繰返し回数として４〜５回程度が例示される。特に、圧延材の最終製品厚は予め決まっており、通常の圧延では、この厚みを超えて圧延加工度を大きくとることはできない。しかし、ＡＲＢによれば、最終製品厚未満まで加工した後、重ね合わせて圧延を繰り返すことで、加工度を大きくすることができる。
なお、ＡＲＢにおける圧延１回毎の圧下率を５０％とすると、ｎ回繰返し後の圧延材の厚みは圧延素材の厚みの１／２ｎとなる。従って、繰返し回数がそれぞれ４，５回の場合、加工度はそれぞれη=２．７７（９３．８%），３．４７（９６．９%）となる。
【００３５】
なお、ＡＲＢ前に圧延素材を熱処理する場合、圧延素材のＦｅ相及びＡｇ相（特に、Ａｇ相）が熱により分断される温度以下の温度に保持すれば、第二相の分断による強度劣化が防げ、延性も回復するのでＡＲＢで割れが生じにくく、接合しやすくなる。
【００３６】
従来、銅系複相合金の圧延材は導電性等の問題から、端子等のばね材に用いることはできず、一方で半導体素子と同等の熱膨張係数を有するため、ヒートシンク、ヒートスプレッタなどの放熱用部品として用いられてきた。本発明では、導電性、強度が共に良好な銅合金を得ることができ、電子機器類の小型化、軽量化や性能向上に大きく寄与し得るなど、産業上きわめて有効な効果がもたらされる。
【００３７】
なお、本発明は、上記実施形態に限定されない。又、本発明の作用効果を奏する限り、上記実施形態における銅合金が他の成分を含有してもよい。
【００３８】
本発明は電子機器、例えばコネクタに適用可能である。コネクタは、端子が上記高強度高導電性銅合金の製造方法で構成されている。コネクタは公知のあらゆる形態、構造のものに適用でき、通常はオス（プラグ）とメス（ジャック）からなる。端子は、例えば串状の多数のピンが並設され、他のコネクタと嵌合した際に端子同士が電気的に接触するよう、適宜折り曲げられてバネのようになっていることがある。
【００３９】
次に、実施例を挙げて本発明をさらに詳細に説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。
【実施例】
【００４０】
１．試料の製造
電気銅に表１に示す組成の元素を添加して真空溶解してインゴットを鋳造し、これを均質化焼鈍後、熱間圧延を施し、冷間圧延したものを圧延素材とした。圧延素材の板厚は０．１ｍｍ、０．２ｍｍ、０．４ｍｍ又は０．８ｍｍとした。
１−１．通常の圧延：実施例１〜１０、比較例１〜８
圧延素材は、上記冷間圧延の途中で脱脂、研磨、及び洗浄した後、Ｆｅ相及びＡｇ相が熱により分断される温度以下で焼鈍し、最終板厚になるまで冷間圧延を行った。比較のため、表１に示す組成の元素を添加して同様に試料を作成したものを比較例１〜８とした。
１−２．ＡＲＢ：実施例１１〜１３、比較例９〜１１
圧延素材は、上記冷間圧延の途中で脱脂、研磨、及び洗浄して表面を清浄化した後、Ｆｅ相及びＡｇ相が熱により分断される温度以下で焼鈍した。次に、同一厚の圧延素材を重ね、先端及び後端の隅の計４ヶ所を溶接し、繰返し回数を１又は２回とするＡＲＢを行い最終板厚とした（加工度ηは６（９９．８％）を超えた）。以上のようにして実施例１〜１２の試料を得た。比較のため、表１に示す組成の元素を添加して同様に試料を作成したものを比較例９〜１１とした。
なお、以下の各表において、例えば実施例１０の「Ｃｕ−１５Ｆｅ−４Ａｇ」の各元素記号の前の数字が合金中のＦｅ，Ａｇの含有率（％）を示し、該数字が１以下のものを微量元素とした。例えば、上記実施例１０の場合、微量元素がＭｇ及びＳｎとなる。
【００４１】
２．試料の評価
（１）Ｆｅ相の平均アスペクト比Ａｔ２の算出
最終板厚まで圧延後の試料の圧延直角断面を研磨後（１μｍダイヤモンドペースト、但し、Ｆｅ相が小さく観察し難い場合はエッチングまたは電解研磨後）、ＳＥＭを用いてＢＳＥ像を得た。像においてＣｕ母相に比べて黒い部分をＦｅ相と見なし、Ｆｅ相の厚みｔ１、伸長幅ｔ２を求めた。ｔ１、ｔ２は個々のＦｅ相の最大値を採った。像において測定したｔ１、ｔ２からＡｔ２を求め、１００個のＦｅ相についてそれぞれＡｔ２を求め、平均したものを平均アスペクト比として採用した。なお、原子番号がＣｕに対してＡｇとＦｅでは大小異なり、背面散乱係数は原子番号が大きくなるにつれて増加するため、ＢＳＥ像でＣｕ母相と比較するとＡｇ相は白く、Ｆｅ相は黒く見える。
【００４２】
（２）Ｃｕ母相の平均厚さｄ
Ａｔ２の算出に用いた研磨後の試料について、８０００倍の視野で観察し、観察視野の上下を線分の長さとした。同一視野につき線分を等間隔に５本引き、３０視野の観察を行った。
（線分ｍの長さ）／（線分ｍを横切るＦｅ相及びＡｇ相の個数）
によって、Ｃｕ母相の平均厚さｄ（ｎｍ）を求めた。
【００４３】
（３）曲げ加工性
最終板厚まで圧延後の試料について、ＪＩＳ  Ｈ３１１０及びＨ３１３０に従い、Ｗ曲げ試験を行い、圧延直角方向及び圧延方向にそれぞれ延びる１０ｍｍ幅の試料（ｔ：試料厚さ）の最小曲げ半径（ＭＢＲ）を求めた。そして、以下の基準で曲げ加工性を評価した。
○：ＭＢＲ／ｔ≦２．５であるもの
△：ＭＢＲ／ｔが２．５を超え４未満であるもの
×：ＭＢＲ／ｔ≧４であるもの
【００４４】
（４）強度の測定
ＪＩＳ  Ｚ２２４１に従い、圧延方向の試料の引張強度を測定し、０．２％耐力（ＹＳ:ｙｉｅｌｄｉｎｇ ｓｔｒｅｎｇｔｈ）を求めた。試料はＪＩＳに従って作製した。
（５）導電率の測定
四端子法にて、試料の導電率を求めた。
（５）耐熱性
各試料について、２５０℃で１時間の焼鈍を行い、焼鈍後の強度（０．２％耐力）の低下を以下の基準で耐熱性を評価した。
◎：焼鈍後の強度低下が１５ＭＰａ未満であるもの
○：焼鈍後の強度低下が１５ＭＰａ以上、２５ＭＰａ以下であるもの
△：焼鈍後の強度低下が２５ＭＰａを超え、５０ＭＰａ以下であるもの
×：焼鈍後の強度低下が５０ＭＰａを超えるもの
【００４５】
得られた結果を表１、２に示す。
【００４６】
【表１】
2006249505.tif 000003
【表２】
2006249505.tif 000004
【００４７】
表１から明らかなように、各実施例は、強度（０．２％耐力）と導電率が共に優れていた。又、各実施例は耐熱性にも優れていた。
なお、３相合金とした実施例１の場合、２相合金である比較例２，３，６に比べて強度が大幅に上昇している。又、Ｃｕ母相の平均厚さｄが４００ｎｍを超えた実施例２の場合、他の実施例に比べて強度が若干低下したが実用上問題はなかった。又、Ｆｅ相の平均アスペクト比Ａｔ２が１０未満である実施例３の場合、他の実施例に比べて圧延直角方向の曲げ加工性が若干低下したが実用上問題はなかった。
【００４８】
ここで、実施例３は、圧延直角方向の曲げ加工性が悪い（×）が、一方で強度が高く導電率も高いため、曲げ加工性を要求されない用途（例えばフォーク型のコネクタ等）に有効に適用することができる。
又、実施例１〜３は同一組成であるが、製造時の時効処理の条件及び回数、並びに加工度が異なっている。具体的には、強度が高い順(実施例１，３，２の順)に加工度が高い（各実施例につき、η＝４．５〜６（９８．９％〜９９．８％）の間で調整）。又、実施例１〜３は、いずれもピーク時効条件から少し過時効側で時効処理を行ったが、強度が低いものほど、過時効側の条件である。
【００４９】
一方、Ｃｕ−Ｆｅ合金とした比較例１〜５の場合、３相合金である実施例に比べて強度が低下した。特に、比較例４はＦｅ含有量を２０％に増やしたが強度はあまり向上しなかった。又、比較例５は微量元素としてＳｎを添加したが強度はあまり向上しなかった。
なお、比較例２、３は同一組成であるが、実施例１〜３と同様にして、製造時の時効処理の条件及び回数、並びに加工度を変えた。
又、Ｃｕ−Ａｇ合金とした比較例６，７の場合、３相合金である実施例に比べて強度が低いだけでなく、耐熱性も低下した。このうち比較例７は微量元素としてＺｒを添加したため、耐熱性は若干向上したが、強度は向上しなかった。
Ｆｅの含有量が７％未満である比較例８の場合、強度に寄与するほどＦｅ相が形成されなかったため３相合金とならず、Ａｇが同一含有量となる実施例５に比べて強度が低下した。
さらに、微量元素を添加した実施例７〜１０の場合、他の実施例に比べて耐熱性がさらに優れていた。
【００５０】
表２から明らかなように、ＡＲＢを行った各実施例は、強度（０．２％耐力）と導電率が共に優れていた。又、各実施例は耐熱性にも優れていた。
ＡＲＢを行った実施例１１，１３の場合、同一組成同一加工度のそれぞれ比較例１０，１１に比べて強度が向上した。又、ＡＲＢを行った実施例１１，１２の場合、最終板厚が同一の比較例９に比べて強度が向上した。又、ＡＲＢを３回行った実施例１２の場合、Ｆｅ及びＡｇが同一組成の実施例に比べて強度が大幅に向上した。
以上のことから、ＡＲＢを行い、ｄ≦４００ｎｍとし、１０≦Ａｔ２とすることが好ましい。
さらに、微量元素を添加した実施例１３の場合、他の実施例に比べて耐熱性がさらに優れていた。
【００５１】
なお、各資料の組織を図４〜６に示す。
図４は、実施例１１（Ｃｕ−１５Ｆｅ−４Ａｇ）の圧延前の試料（インゴット）の組織のＳＥＭのＢＳＥ像を示す図である。図４の黒い領域がＦｅ相、白い領域がＡｇ相、灰色の領域がＣｕ母相を示す。図５、６、７は、それぞれ比較例３（Ｃｕ−１５Ｆｅ）、比較例４（Ｃｕ−２０Ｆｅ）、実施例１（Ｃｕ−１５Ｆｅ−４Ａｇ）の圧延前の試料の金属顕微鏡写真を示す図である。各図の黒い領域がＦｅ相、白い領域がＣｕ母相を示す（観察条件上、Ａｇ相は見えていない）。図５〜７から明らかなように、Ｃｕ−Ｆｅ（２相）合金のＦｅ含有量が２０％に増やしてもＦｅ相の個数は増えずに粗大化するが、Ｃｕ−Ｆｅ−Ａｇ（３相）合金とすることで、Ｆｅ相が微細に晶出する。
【図面の簡単な説明】
【００５２】
【図１】本発明の合金の圧延材組織を模式的に示した図である。
【図２】圧延後の試料の組織における粗大なＦｅ相を示す図である。
【図３】ＡＲＢの一例の概略を模式的に示した工程図である。
【図４】圧延前の試料（インゴット）の組織のＳＥＭのＢＳＥ像を示す図である。
【図５】圧延前の試料の組織を示す図である。
【図６】圧延前の試料の組織を示す別の図である。
【図７】圧延前の試料の組織を示すさらに別の図である。
【符号の説明】
【００５３】
１Ａ、１Ｂ              圧延素材
Ｊ                      圧延素材先端部
１０                    圧延ロール
１Ｃ、１Ｄ、１Ｅ、２    圧延材
１ｘ、４                Ｆｅ相及びＡｇ相
【図１】
2006249505.tif 000005
【図２】
2006249505.tif 000006
【図３】
2006249505.tif 000007
【図４】
2006249505.tif 000008
【図５】
2006249505.tif 000009
【図６】
2006249505.tif 000010
【図７】
2006249505.tif 000011