(57)【要約】【課題】  強度、導電性、及び加工性に共に優れた複相銅合金、ばね材及び箔体、並びに複相銅合金の製造方法を提供する。【解決手段】  質量率でＡｇを全体で３％以上２０％以下含有し、さらにＳｎ，Ｍｇ，Ｚｒ，Ｚｎ及びの群から選ばれる１種又は２種以上の添加元素を合計で０．０１％以上３%以下含有し、残部Ｃｕ及び不可避的不純物から実質的になり、Ｃｕ母相、及びＡｇを５０％以上含む第二相からなる２相合金であって、前記Ｃｕ母相の平均結晶粒径が６００ｎｍ以下であり、該Ｃｕ母相の結晶粒界における双晶粒界の割合が１０％以上である。【選択図】  なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量率でＡｇを全体で３％以上２０％以下含有し、さらにＳｎ，Ｍｇ，Ｚｒ，及びＺｎの群から選ばれる１種又は２種以上の添加元素を合計で０．０１％以上３％以下含有し、残部Ｃｕ及び不可避的不純物から実質的になり、Ｃｕ母相、及びＡｇを５０％以上含む第二相からなる２相合金であって、前記Ｃｕ母相の平均結晶粒径が６００ｎｍ以下であり、該Ｃｕ母相の結晶粒界における双晶粒界の割合が１０％以上である複相銅合金。
【請求項２】
質量率でＦｅを全体で７％以上２０％以下含有し、さらにＳｎ，Ｍｇ，Ｚｒ，及びＺｎの群から選ばれる１種又は２種以上の添加元素を合計で０．０１％以上３％以下含有し、残部Ｃｕ及び不可避的不純物から実質的になり、Ｃｕ母相、及びＦｅを７０％以上含む第二相からなる２相合金であって、前記Ｃｕ母相の平均結晶粒径が６００ｎｍ以下であり、該Ｃｕ母相の結晶粒界における双晶粒界の割合が１０％以上である複相銅合金。
【請求項３】
質量率でＦｅを全体で７％以上２０％以下含有し、Ａｇを全体で０.０１％以上８％以下含有し、残部Ｃｕ及び不可避的不純物から実質的になり、Ｃｕ母相、Ｆｅを７０％以上含む第二相からなる２相合金であって、前記Ｃｕ母相の平均結晶粒径が６００ｎｍ以下であり、該Ｃｕ母相の結晶粒界における双晶粒界の割合が１０％以上である複相銅合金。
【請求項４】
質量率でＦｅを全体で７％以上２０％以下含有し、Ａｇを全体で２％以上２０％以下含有し、残部Ｃｕ及び不可避的不純物から実質的になり、Ｃｕ母相、Ｆｅを７０％以上含む第二相、及びＡｇを５０％以上含む第三相からなる３相合金であって、前記Ｃｕ母相の平均結晶粒径が６００ｎｍ以下であり、該Ｃｕ母相の結晶粒界における双晶粒界の割合が１０％以上である複相銅合金。
【請求項５】
さらに、Ｓｎ，Ｍｇ，Ｚｒ，及びＺｎの群から選ばれる１種又は２種以上の添加元素を合計で０．０１％以上３％以下含有する請求項３又は４に記載の複相銅合金。
【請求項６】
Ｗ曲げ試験においてＭＢＲ／ｔ≦１を満たす、請求項１〜５のいずれかに記載の複相銅合金からなる曲げ加工性に優れたばね材料。
【請求項７】
ＭＩＴ屈曲試験において繰返し数を１５０回以上としても破断せず、かつＩＰＣ屈曲試験において繰り返し数を１０５回以上としても破断しない、請求項１〜５のいずれかに記載の複相銅合金からなる屈曲性に優れた箔体。
【請求項８】
η＝４以上の加工度で冷間圧延した後、再結晶焼鈍する請求項１〜５のいずれかに記載の複相銅合金の製造方法。
【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し、端子・コネクタ、スイッチ等の電子機器に好適に用いられる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、従来から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、下記特許文献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。
一般に、複相合金は、複合則を利用して強化する合金、又は異相界面の面積を増加させることで強化される合金であり、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、銅中に固溶せずに晶出した第二相は、強加工により銅母相中に繊維状に分散することにより形成され、異相界面の面積が増加することにより強化される効果が大きい。このため、第二相が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。
【０００４】
【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
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
しかしながら、従来の複相銅合金の場合、上記した第二相の効果により材料強度は向上するものの、曲げ加工性は充分とはいえない。特に、第二相を微細に分散させて強度を高くするには強加工が必要となるが、強加工を行うほど、曲げ加工性は低下する。
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、導電性、及び曲げ加工性に共に優れた複相銅合金、ばね材及び箔体、並びに複相銅合金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】
【０００６】
本発明者らは種々検討した結果、第二相（第三相）を晶出させ、強加工により第二相（第三相）を引き伸ばして材料強度を向上させるとともに、Ｃｕ母相の結晶粒径及び双晶粒界を規定することにより曲げ加工性を改善できることを見出した。
【０００７】
上記の目的を達成するために、本発明の複相銅合金は、質量率でＡｇを全体で３％以上２０％以下含有し、さらにＳｎ，Ｍｇ，Ｚｒ，及びＺｎの群から選ばれる１種又は２種以上の添加元素を合計で０．０１％以上３％以下含有し、残部Ｃｕ及び不可避的不純物から実質的になり、Ｃｕ母相、及びＡｇを５０％以上含む第二相からなる２相合金であって、前記Ｃｕ母相の平均結晶粒径が６００ｎｍ以下であり、該Ｃｕ母相の結晶粒界における双晶粒界の割合が１０％以上である。
【０００８】
又、本発明の複相銅合金は、質量率でＦｅを全体で７％以上２０％以下含有し、さらにＳｎ，Ｍｇ，Ｚｒ，及びＺｎの群から選ばれる１種又は２種以上の添加元素を合計で０．０１％以上３％以下含有し、残部Ｃｕ及び不可避的不純物から実質的になり、Ｃｕ母相、及びＦｅを７０％以上含む第二相からなる２相合金であって、前記Ｃｕ母相の平均結晶粒径が６００ｎｍ以下であり、該Ｃｕ母相の結晶粒界における双晶粒界の割合が１０％以上である。
【０００９】
又、本発明の複相銅合金は、質量率でＦｅを全体で７％以上２０％以下含有し、Ａｇを全体で０.０１％以上８％以下含有し、残部Ｃｕ及び不可避的不純物から実質的になり、Ｃｕ母相、及びＦｅを７０％以上含む第二相からなる２相合金であって、前記Ｃｕ母相の平均結晶粒径が６００ｎｍ以下であり、該Ｃｕ母相の結晶粒界における双晶粒界の割合が１０％以上である。さらに、Ｓｎ，Ｍｇ，Ｚｒ，及びＺｎの群から選ばれる１種又は２種以上の添加元素を合計で０．０１％以上３％以下含有することが好ましい。
【００１０】
又、本発明の複相銅合金は、質量率でＦｅを全体で７％以上２０％以下含有し、Ａｇを全体で２％以上２０％以下含有し、残部Ｃｕ及び不可避的不純物から実質的になり、Ｃｕ母相、Ｆｅを７０％以上含む第二相、及びＡｇを５０％以上含む第三相からなる３相合金であって、前記Ｃｕ母相の平均結晶粒径が６００ｎｍ以下であり、該Ｃｕ母相の結晶粒界における双晶粒界の割合が１０％以上である。さらに、Ｓｎ，Ｍｇ，Ｚｒ，及びＺｎの群から選ばれる１種又は２種以上の添加元素を合計で０．０１％以上３％以下含有することが好ましい。
【００１１】
本発明のばね材料は、Ｗ曲げ試験においてＭＢＲ／ｔ≦１を満たす、前記複相銅合金からなる曲げ加工性に優れたものである。
本発明の箔体は、ＭＩＴ屈曲試験において繰返し数を１５０回以上としても破断せず、かつＩＰＣ屈曲試験において繰り返し数を１０５回以上としても破断しない、前記複相銅合金からなる屈曲性に優れたものである。
【００１２】
本発明の複相銅合金の製造方法は、η＝４以上の加工度で冷間圧延した後、再結晶焼鈍して前記複相銅合金を製造するものである。
【発明の効果】
【００１３】
本発明によれば、強度、導電性、及び加工性に共に優れた複相銅合金が得られる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１４】
以下、本発明に係る複相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。
【００１５】
<第１の発明>
［組成］
本発明の第１の発明に係る複相銅合金は、質量率でＡｇを全体で３％以上２０％以下含有し、さらにＳｎ，Ｍｇ，Ｚｒ，及びＺｎの群から選ばれる１種又は２種以上の添加元素を合計で０．０１％以上３％以下含有し、残部Ｃｕ及び不可避的不純物から実質的になる。この複相銅合金は、Ｃｕ母相と、Ａｇを５０％以上含む第二相とからなる２相合金である。
【００１６】
［Ａｇ］
Ａｇが３％以上含有されるとＣｕ母相中にＡｇ相（第二相）として晶出し、高強度を得ることができるが、含有量が多くなると耐熱性や熱間加工性が低下するため、２０％以下とする。Ａｇの含有量が３％未満であると、Ａｇ晶出物の数が激減するため、Ａｇ相による複合強化の効果が少ない。なお、Ａｇの含有量は、Ｃｕ母相とＡｇ相を合わせた合金全体における値を示す。
Ａｇ相は、Ｃｕ及び所定の化学成分を含む合金溶湯から鋳造時にＡｇが晶出したものである。Ａｇ相はＡｇを５０％以上含む。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、Ｃｕ母相は、例えばＣｕを９０％以上含むが、これに限られない。
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（走査電子顕微鏡）のＢＳＥ（反射電子）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】
複相合金は、Ｃｕ母相より強度の高いＡｇ相による複合則に基づく強化（弾性的効果）、又は（Ｃｕ母相とＡｇ相の間の）異相界面の面積の増加による強化（塑性的効果）を利用している。そして、複相合金を強加工することにより、第二相が繊維状（ファイバ状）に微細に分散し、又、異相界面の面積が増加し、複相合金が強化される。このため、第二相がＣｕ母相中に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を図ることができる。
【００１８】
［添加元素］
第１の発明において、上記添加元素（Ｓｎ，Ｍｇ，Ｚｒ，Ｚｎ）は、詳しくは後述するＣｕ母相中の双晶の割合を増加させるものである。上記添加元素の含有量の合計が０．０１％未満であると、双晶の割合が充分に増加せず、３%を超えると導電率を著しく低下させる。従って、上記添加元素の含有量を合計で０．０１〜３%とする。
上記添加元素を含有させると双晶の割合が増加する理由は次のように考えられる。つまり、一般に、積層欠陥エネルギーが低い合金系（りん青銅、洋白、黄銅など）では、双晶が形成されやすいが、Ｃｕ−Ａｇ、Ｃｕ−Ｆｅ等の２元系合金では双晶の割合が少ない。そこで、上記添加元素を添加すると、これらの元素がＣｕ母相に分配されて積層欠陥エネルギーを下げ、双晶が形成されると考えられる。
なお、上記添加元素を合金に含有させると、双晶粒界の割合を増加させるだけではなく、固溶強化（Ｓｎ、Ｍｇ及びＺｎ）、析出強化（Ｚｒ及びＭｇ）、耐熱性向上（Ｍｇ及びＺｒ）、晶出物（インゴットの第二相）の微細化（Ｓｎ）等の効果も生じさせる。
【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い。また、「残部Ｃｕ及び不可避的不純物から実質的になる」とは、本発明の作用効果を損なわない範囲で他の成分（公知成分を含む）、例えば、炉材や原料などから通常混入する範囲の成分を含有してもよいことを示す。
【００２０】
［Ｃｕ母相の結晶粒］
本発明の複相銅合金において、Ｃｕ母相の平均結晶粒径が６００ｎｍ以下であり、該Ｃｕ母相の結晶粒界における双晶粒界の割合が１０％以上である。
Ｃｕ母相の平均結晶粒径を上記範囲に規定した理由は次の通りである。まず、上記したようにＡｇ相を晶出させることにより合金が強化されるが、一方で合金の曲げ加工性は低下する。特に、従来の技術では、ＭＢＲ／ｔ≦１となる条件や、密着曲げなど厳しい曲げ加工を要求される場合に対応することができない（ＭＢＲ：最小曲げ半径）。一方、再結晶焼鈍を行うと、曲げ加工性は向上するが強度は低下する。特に、Ｃｕ母相の再結晶粒が粗大化（成長）すると、強度の低下が著しくなる。
そこで、Ｃｕ母相の平均結晶粒径を６００ｎｍ以下に管理すると、結晶粒が微細となり、強度低下の割合を小さくし、曲げ加工性と強度を共に向上させることができる。結晶粒が微細であるほど、ホール・ペッチ則により高強度となるため、Ｃｕ母相の平均結晶粒径を３００ｎｍ以下とすることが好ましい。Ｃｕ母相の平均結晶粒径の下限は、実用性を考えると、１００ｎｍ〜１７０ｎｍ程度であるが、製造条件によっては数１０ｎｍ程度とすることもできる。
【００２１】
なお、本発明においては、好ましくは、Ｃｕ母相の結晶粒は、加工後の熱処理（再結晶焼鈍）により形成される静的再結晶である。静的再結晶粒は、りん青銅、洋白、黄銅などの積層欠陥エネルギーの小さい合金の圧延材であっても、通常、結晶粒径は１μm程度である。一方、本発明の複相合金の場合、第二相がＣｕ母相中の再結晶粒の粗大化（成長）を妨げるため、より微細な再結晶粒を得ることが可能となる。静的再結晶は、加工により導入される動的再結晶に比べて転位密度が低いので、加工性がより向上する。
【００２２】
再結晶焼鈍の条件は、Ｃｕ母相の結晶粒径が上記範囲となるように適宜調整すればよいが、再結晶焼鈍が過度になると、第二相が分断し最終的に球状化することにより異相界面の面積が減少し、球状化した第二相が介在物と同様に作用し、強度低下を招くと考えられる。このため、第二相の晶出形態が熱処理前と変わらず、かつＣｕ母相だけが再結晶するような条件で再結晶焼鈍を行う必要がある。
【００２３】
Ｃｕ母相の平均結晶粒径は、例えば再結晶焼鈍後の試料の断面をＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）又はＦＥ−ＳＥＭ（電解放出型走査電子顕微鏡）を用いて撮影し、撮影画像について線分法により算出することができる。線分法は、画像上に互いに直交する一定長さの直線群を引き、各直線がそれぞれ画像上の結晶粒界と交わる個数を測定し、（線分長さ）／（個数）の平均値を平均結晶粒径とする。このとき、Ｃｕ母相内の粒界（双晶粒界を含む）、Ｃｕ母相と第二相の界面、及びＣｕ母相と第三相の界面を線分法で数え上げる。
【００２４】
［双晶］
本発明においては、さらに、Ｃｕ母相の結晶粒界における双晶粒界の割合を１０％以上に規定することにより、加工性（曲げ加工性等）を大幅に向上させることができる。Ｃｕ母相の結晶粒を微細にし過ぎると延性が劣化するが、粒界を双晶粒界とすることにより、延性を劣化させずに強度を向上させることができると考えられる。
この理由として、双晶粒界は他の粒界と比べて原子配列の乱れが少なく、構造的に緻密であり、粒界破壊が起き難いこと、及び、双晶粒界をはさむ２つの結晶粒の方位関係が決まっており、結晶の規則性が高いことが考えられる。なお、隣り合う結晶同士が鏡面となる面（双晶面）を双晶粒界として定義する。
【００２５】
Ｃｕ母相の結晶粒界における双晶粒界の割合を１０％以上とすると、延性が高くなり、加工性が大幅に向上し、例えば厳しい曲げ加工にも耐えることができる。
結晶粒界における双晶粒界の割合は、上記した線分法により測定したＣｕ母相の粒界の個数における双晶界面に起因する粒界の個数の割合を算出して求めることができる。
【００２６】
なお、結晶粒径、及び双晶粒界の割合は、再結晶焼鈍後の試料を用いて測定するのが好ましいが、コネクタ等の最終製品を用いて測定してもよい。
【００２７】
<第２の発明>
［組成］
本発明の第２の発明に係る複相銅合金は、質量率でＦｅを全体で７％以上２０％以下含有し、さらにＳｎ，Ｍｇ，Ｚｒ，及びＺｎの群から選ばれる１種又は２種以上の添加元素を合計で０．０１％以上３％以下含有し、残部Ｃｕ及び不可避的不純物からなる。この複相銅合金は、Ｃｕ母相と、Ｆｅを７０％以上含む第二相とからなる２相合金である。
第２の発明は、上記第１の発明と化学組成が異なる（Ａｇの代わりにＦｅを含有する）だけであり、添加元素、不可避的不純物、Ｃｕ母相の結晶粒、及び双晶については第１の発明と同一であるのでこれらの説明を省略する。
又、第２の発明に係る複相銅合金の作用効果も第１の発明と同様であるが、第２の発明に係る複相銅合金の発明に比べ第１の発明に係る複相銅合金の方が高強度となる傾向にある。
【００２８】
［Ｆｅ］
Ｆｅが７％以上含有されるとＣｕ母相中にＦｅ相（第二相）として晶出し、高強度を得ることができるが、２０％を超えると融点が上昇すると共に固液共存温度域が大きくなって溶解鋳造が難しくなる。また、Ｆｅの含有量が２０％を超えると、得られた合金の導電性が低下するため２０％以下とする。一方、Ｆｅの含有量が７％未満であると、Ｆｅ晶出物の数が激減するため、Ｆｅ相による複合強化の効果が小さくなる。なお、Ｆｅの含有量は、Ｃｕ母相とＦｅ相を合わせた合金全体における値を示す。
Ｆｅ相は、Ｃｕ及び所定の化学成分を含む合金溶湯から鋳造時にＦｅが晶出したものである。Ｆｅ相はＦｅを７０％以上含む。Ｆｅ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、Ｃｕ母相は、例えばＣｕを９０％以上含むが、これに限られない。
Ｆｅ相は、最終工程終了後の圧延組織の断面を研磨した後、ＳＥＭ（走査電子顕微鏡）のＢＳＥ（反射電子）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。
【００２９】
［添加元素］
第２の発明において、上記添加元素（Ｓｎ，Ｍｇ，Ｚｒ，Ｚｎ）は、Ｃｕ母相中の双晶の割合を増加させるものである。上記添加元素の含有量の合計が０．０１％未満であると、双晶の割合が充分に増加せず、３％を超えると導電率を著しく低下させる。従って、上記添加元素の含有量を合計で０．０１〜３％とする。
上記添加元素を含有させると双晶の割合が増加する理由は上記第１の発明の場合と同様である。
なお、上記添加元素を合金に含有させると、双晶粒界の割合の増加だけではなく、固溶強化（Ｓｎ、Ｍｇ及びＺｎ）、析出強化（Ｚｒ及びＭｇ）、耐熱性向上（Ｍｇ及びＺｒ）、晶出物（インゴットの第二相）の微細化（Ｓｎ）等の効果も生じさせる。
【００３０】
<第３の発明>
［組成］
本発明の第３の発明に係る複相銅合金は、質量率でＦｅを全体で７％以上２０％以下含有し、Ａｇを全体で０.０１％以上８％以下含有し、残部Ｃｕ及び不可避的不純物からなる。この複相銅合金は、Ｃｕ母相と、Ｆｅを７０％以上含む第二相とからなる２相合金である。
第３の発明は、上記第２の発明と化学組成が異なる（更にＡｇを含有するが、添加元素を必須成分としない）が、不可避的不純物、Ｃｕ母相の結晶粒、及び双晶については第１の発明と同一であるのでこれらの説明を省略する。
又、第３の発明に係る複相銅合金の作用効果も第１の発明と同様であるが、第１の発明及び第２の発明に係る複相銅合金に比べ、高強度となる傾向にある。
【００３１】
［Ｆｅ］
Ｆｅの含有量を規定した理由は、第２の発明と同様であるので説明を省略する。
Ｆｅ相は、Ｃｕ及び所定の化学成分を含む合金溶湯から鋳造時にＦｅが晶出したものである。Ｆｅ相はＦｅを７０％以上含む。Ｆｅ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、Ｃｕ母相は、例えばＣｕを９０％以上含むが、これに限られない。
【００３２】
Ｆｅ相の観察方法、及びＦｅ相による複相合金の高強度化の機構は、上記第２の発明の場合と同様である。
【００３３】
［Ａｇ］
Ａｇは、Ｃｕ母相中に固溶もしくは析出して高強度化に寄与する。またＣｕ母相中の双晶の割合を増加させる。Ｃｕ−Ｆｅ系複相銅合金において、Ａｇは上記添加元素（Ｓｎ，Ｍｇ，Ｚｒ，Ｚｎ）に比べて、双晶の割合を増加させる寄与は小さいが、固溶強化又は析出強化に対する寄与は大きい。Ａｇが０.０１％未満であると、高強度化に対する寄与が小さく、８％を超えると製造方法に関わらず晶出し第３相を形成する。３相合金は、２相合金に比べて耐熱性が低いので、第３の発明においてはＡｇを８％以下とする。
なお、Ａｇが８％未満であっても、例えばＡｇが２％以上含有されている場合、溶解鋳造中に晶出物が形成され、Ｃｕ母相とＦｅ相とＡｇ相との３相状態となるが、３相合金は、２相合金に比べて耐熱性が低い。そこで、溶体化処理を行うことでＡｇ相は消滅し、Ｃｕ母相とＦｅ相の２相状態とすることができる。溶体化処理は、Ａｇ含有量によって異なるが、例えば冷間圧延を行う前に７６０℃で１時間保持した後に水冷すればよい。
このように、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、融点が上昇しないため生産性の悪化が防止される。又、Ａｇを含有させると、Ｆｅ晶出物が微細化され強度が上昇し、さらにＡｇはＣｕ母相に固溶しても導電率の低下が少なく、耐熱性に優れる。
【００３４】
［添加元素］
第３の発明に係る複相合金は、ＡｇがＣｕ母相中に固溶して存在しているため、積層欠陥エネルギーが小さくなる。このため、第１及び第２の発明に比べて双晶が形成され易く、添加元素の添加は必須とはならない。しかしながら、第３の発明においても、上記添加元素（Ｓｎ，Ｍｇ， Ｚｒ，Ｚｎ）を含有させると、積層欠陥エネルギーがさらに小さくなり双晶の形成が容易になる。さらに固溶強化（Ｓｎ、Ｍｇ及びＺｎ）、析出強化（Ｚｒ及びＭｇ）、耐熱性向上（Ｍｇ及びＺｒ）、晶出物（インゴットの第二相）の微細化（Ｓｎ）等の効果を生じさせることができるので好ましい。
上記添加元素の含有量の合計が０．０１％未満であると、固溶強化等が充分でなく、３％を超えると導電率を著しく低下させる場合がある。従って、上記添加元素の含有量を合計で０．０１〜３％とすることが好ましい。
【００３５】
<第４の発明>
［組成］
【００３６】
本発明の第４の発明に係る複相銅合金は、質量率でＦｅを全体で７％以上２０％以下含有し、Ａｇを全体で２％以上２０％以下含有し、残部Ｃｕ及び不可避的不純物からなる。この複相銅合金は、Ｃｕ母相、Ｆｅを７０％以上含む第二相、及びＡｇを５０％以上含む第三相からなる３相合金である。
第４の発明は、上記第２の発明と化学組成が異なる（更にＡｇを含有するが、添加元素を必須成分としない）が、不可避的不純物、Ｃｕ母相の結晶粒、及び双晶については第１の発明と同一であるのでこれらの説明を省略する。
又、第４の発明に係る複相銅合金の作用効果も第１の発明と同様であるが、第１の発明、第２の発明、及び第３の発明に係る複相銅合金に比べ、高強度となる傾向にある。
【００３７】
［Ｆｅ］
Ｆｅの含有量を規定した理由は、第２の発明と同様であるので説明を省略する。
Ｆｅ相は、Ｃｕ及び所定の化学成分を含む合金溶湯から鋳造時にＦｅが晶出したものである。Ｆｅ相はＦｅを７０％以上含む。Ｆｅ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、Ｃｕ母相は、例えばＣｕを９０％以上含むが、これに限られない。
【００３８】
Ｆｅ相の観察方法、及びＦｅ相による複相合金の高強度化の機構は、上記第２の発明の場合と同様である。
【００３９】
［Ａｇ］
Ａｇの含有量が８％を超えると、製造方法に関わらず晶出し第３相を形成する。又、Ａｇが８%未満であっても、例えばＡｇを２％以上含有する場合、溶解鋳造中に晶出物が形成され、Ｃｕ母相とＦｅ相とＡｇ相との３相状態となる。Ａｇの含有量が多い程、Ａｇ相は形成されやすいが、鋳造時の凝固速度を大きくすると、Ａｇ含有量が少なくてもＡｇ相を形成させることができる。Ａｇ相を形成させるための凝固速度は、Ａｇ含有量によって異なるが、例えば鋳造時の凝固速度を３．０×１０−６ｍ／ｓ以上に制御すればよい。Ａｇ含有量が２％未満である場合、鋳造時の凝固速度によらず、第３相として高強度化に寄与するほどＡｇ相は晶出せず、２０％より多く含まれると熱間加工性や耐熱性に劣る。Ａｇは第３相として晶出して高強度化に寄与する他、Ａｇの一部はＣｕ母相中に固溶又は析出して高強度化に寄与すると共に、Ｃｕ母相中の双晶の割合を増加させる。
Ａｇ相は、Ｃｕ及び所定の化学成分を含む合金溶湯から鋳造時にＡｇが晶出したものである。Ａｇ相はＡｇを５０％以上含む。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、Ｃｕ母相は、例えばＣｕを９０％以上含むが、これに限られない。
又、Ａｇ相の観察方法、及びＡｇ相による複相合金の高強度化の機構は、上記第１の発明の場合と同様である。
【００４０】
このように第４の発明は、Ｃｕ母相、Ｆｅ相（第二相）、及びＡｇ相（第三相）の３相合金となる。３相合金は、２相合金に比べて以下の点で優れる。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、又材料コストが若干高い。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場合がある。またＦｅ含有量を多くすると、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、導電性が低下する。
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、融点が上昇しないので生産性の悪化も防止される。又、Ａｇを含有させると、Ｆｅ晶出物が微細化され強度が上昇し、さらにＡｇはＣｕ母相に固溶しても導電率の低下が少ない。Ｆｅ晶出物の微細化による強度上昇の効果は、Ｃｕ−Ｆｅ−Ａｇ系の２相合金（Ｃｕ−Ｆｅ系２相合金にＡｇが含有されたものをいう）に比べ、３相合金の方が顕著である。又、Ａｇを第３相とすることで異相界面の面積が増大するので、Ｃｕ−Ｆｅ−Ａｇ系の２相合金に比べ、３相合金の方が強度が高くなる。このように、Ｃｕ−Ｆｅ−Ａｇ系の３相合金とすることにより、２相合金と比べて強度及び導電率をさらに向上させることができる。なお、耐熱性は第３の発明であるＣｕ−Ｆｅ−Ａｇ系２相合金の方が優れている。
【００４１】
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を変形させることが挙げられる。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傾向にある。そこで、Ｃｕ−Ｆｅ−Ａｇ系の３相合金とすることによりＦｅ相が変形し易くなる。これは、Ｆｅ相及びＡｇ相の相互作用によると考えられる。
【００４２】
［添加元素］
第４の発明に係る複相合金は３元系合金であり、Ａｇの一部がＣｕ母相中に固溶して存在しているため、積層欠陥エネルギーはＣｕ−Ｆｅの２元系合金と比較すると小さい。このため、第１及び第２の発明に比べて双晶が形成され易く、添加元素の添加は必須ではない。しかしながら、Ａｇが積層欠陥エネルギーを低下させる効果は比較的小さい。このため、第４の発明においても、上記添加元素（Ｓｎ，Ｍｇ， Ｚｒ，Ｚｎ）を含有させると、積層欠陥エネルギーがさらに小さくなり双晶の形成が容易になる。さらに、上記添加元素は、固溶強化（Ｓｎ、Ｍｇ及びＺｎ）、析出強化（Ｚｒ及びＭｇ）、耐熱性向上（Ｍｇ及びＺｒ）、晶出物（インゴットの第二相）の微細化（Ｓｎ）等の効果を生じさせることができるので好ましい。
上記添加元素の含有量の合計が０．０１％未満であると、固溶強化等が充分でなく、３％を超えると導電率を著しく低下させる場合がある。従って、上記添加元素の含有量を合計で０．０１〜３％とすることが好ましい。
【００４３】
<複相銅合金の製造方法>
本発明に係る複相銅合金の製造方法としては、例えば電気銅あるいは無酸素銅を主原料とし、上記複相銅合金の各成分となる各種元素を添加して溶解し、インゴットを鋳造する。インゴットを均質化焼鈍した後、熱間圧延又は熱間鍛造を行い、冷間圧延、再結晶焼鈍を順次行うことができる。一般に、複相合金は、いわゆる複合則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相やＡｇ相をＣｕ母相中に分散させて高強度を得るのが通常である。強加工としては、線引き、圧延等があるが、圧延材とすると、条や板材を製造することができる。
【００４４】
又、冷間圧延後に再結晶焼鈍することにより、再結晶の動力となる転位を冷間圧延で導入して核発生サイトを増加させ、Ｃｕ再結晶粒を微細化することができる。再結晶焼鈍は、Ｃｕ再結晶粒及び双晶（アニーリング双晶）を生じさせるために行う。
【００４５】
冷間圧延の加工度としては、再結晶の動力となる転位を多数導入して核発生サイトを増加させ、結晶粒を微細化できるよう、η＝４以上とすることが好ましい。ここで、η（真歪）=ｌｎ（Ａ０／Ａ）で表される（Ａ０：加工前の断面積、Ａ：加工後の断面積）。
又、再結晶焼鈍としては、例えば、低温長時間焼鈍後に高温短時間焼鈍を行う方法（第１法）、急速に焼鈍加熱した後急速冷却を行う方法（第２法）、低温焼鈍後に急速に焼鈍加熱した後急速冷却を行う方法（第３法）などがあり、上記した第１〜第３の発明に係る複相銅合金の各成分や添加元素に応じて、適宜条件を変えることができる。
第１の発明に係るＣｕ−Ｆｅ系複相銅合金の場合、第１法、第２法又は第３法のいずれでもよい。第２の発明に係るＣｕ−Ａｇ系複相銅合金の場合、第３法を行うことが好ましい。第３の発明に係るＣｕ−Ｆｅ−Ａｇ系の２相合金の場合、第１法、第２法、第３法のいずれを用いてもよい。第４の発明に係るＣｕ−Ｆｅ−Ａｇ３相合金の場合、第１法、第３法のいずれを行ってもよいが、第３法を行うことが好ましい。
なお、本発明の複相銅合金において、添加元素の添加の有無や添加量に応じて再結晶温度や積層欠陥エネルギーの低下度が異なる。従って、再結晶焼鈍の温度、熱履歴や加熱時間等は、添加元素に応じて調整すればよい。
【００４６】
上記した冷間圧延の前に、焼鈍を行ってもよい。この場合の焼鈍は、Ｃｕが再結晶しない温度で行えばよい。又、再結晶焼鈍後に加工度が８０％以下の冷間圧延を行ってもよい。この程度の冷間圧延であれば、曲げ加工性はあまり劣化しない。再結晶焼鈍後に時効焼鈍を行ってもよい。さらに、再結晶焼鈍後に冷間圧延と時効焼鈍を共に行ってもよい。
なお、冷間圧延により変形双晶を生じる場合もあるが、再結晶焼鈍後の冷間圧延の加工度を上記範囲程度に低くすれば、結晶粒界と双晶粒界との割合はほとんど変化しない。これは、通常、本発明の複相銅合金における双晶は再結晶焼鈍による双晶（アニーリング双晶）である場合が多く、冷間加工によって生じる変形双晶の割合が少ないためと考えられる。
【００４７】
従来、銅系複相合金の圧延材は加工性等の問題から、端子等のばね材に用いることはできないが、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。以上のように、本発明によれば、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。
【００４８】
又、本発明の一実施形態の複相銅合金は、曲げ加工性に加え屈曲性にも優れている。本発明においては、双晶の割合を規定することにより、曲げ加工性を改善することができるので、曲げ加工性を要求されるばね材に好適である。
一方、箔体は曲げ加工性は特に要求されないが、屈曲性が重要な要求特性の一つである。屈曲性を良好にする因子の一つとして、不均一変形をどれだけ抑制できるかということがある。不均一変形が起こると、繰り返し変形が材料の一部に集中し、そこから破断に到る。本発明においては、積層欠陥エネルギーを低減させることにより双晶の割合が増加し、不均一変形を生じ難くするため、本発明の一実施形態の複相銅合金は屈曲性も良好となり、箔体にも好適に用いることができる。
【００４９】
なお、従来の複相合金は耐熱性が必ずしも良好とはいえないが、本発明の一実施形態において、Ｃｕ相を再結晶焼鈍させると、Ｆｅ相やＡｇ相の分断開始温度が上昇するので、耐熱性にも優れる。
【００５０】
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。
【００５１】
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】
【００５２】
１．試料の製造
（１）Ｃｕ−Ａｇ系合金
実施例３では、電気銅に表１、２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、熱間鍛造を施し（又は、熱間鍛造と熱間圧延を共に施し）、高加工度η＝４〜８で冷間圧延した。上記冷間圧延の途中で、第二相が分断しない所定の温度で焼鈍を行った。
次に、冷間圧延後の素材を脱脂し、再結晶焼鈍を行った。焼鈍条件は、２００℃×１ｈの焼鈍に続いて３００℃×３０ｍｉｎの焼鈍を行い、６００℃まで急速加熱し１０秒保持後、急速冷却を行った。この再結晶焼鈍は、上記した第３法に該当する。
再結晶焼鈍後、３５０℃程度の温度で時効処理を行い、低加工度（板厚減少率１５〜５０％程度）の圧延を行って供試材とした。
実施例３以外のＣｕ−Ａｇ系合金である実施例１〜９、３０〜３８、Ｃｕ−Ａｇ系合金であるが成分系が本発明と異なる比較例１〜３、６、１３〜１５についても、圧延条件、温度範囲等が若干異なるだけで、実施例３と同様な製法で供試材を得た。
【００５３】
（２）Ｃｕ−Ｆｅ系合金
実施例１１では、電気銅に表１、２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、熱間鍛造を施し（又は、熱間鍛造と熱間圧延を共に施し）、高加工度η＝４〜８で冷間圧延した。上記冷間圧延の途中で、第二相が分断しない所定の温度で焼鈍を行った。
次に、冷間圧延後の素材を脱脂し、再結晶焼鈍を行った。焼鈍条件は、４００℃×１ｈの焼鈍に続いて７５０℃×３０ｓの短時間焼鈍を行い、急速冷却した。この再結晶焼鈍は、上記した第１法に該当する。
再結晶焼鈍後、４８０℃で時効処理を行い、低加工度（板厚減少率１５〜５０％程度）の圧延を行って供試材とした。
実施例１１以外のＣｕ−Ｆｅ系合金である実施例１０〜１７、３９〜４８、Ｃｕ−Ｆｅ系合金であるが成分系が本発明と異なる比較例７〜１０、１６〜１８についても、圧延条件、温度範囲等が若干異なるだけで、実施例１１と同様な製法で供試材を得た。
【００５４】
（３）Ｃｕ−Ｆｅ−Ａｇ系２相合金（実施例１８〜２２、４５〜４８）
上記Ｃｕ−Ｆｅ系合金と圧延条件、温度範囲等が若干異なるが、同様の方法で供試材を得た。
（４）Ｃｕ−Ｆｅ−Ａｇ系２相合金（実施例２３、４９）
電気銅に表１、２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、熱間鍛造を施し（又は、熱間鍛造と熱間圧延を共に施し）、７６０℃で１時間焼鈍後水冷した。その後に４００℃で３時間焼鈍し、高加工度η＝４〜８で冷間圧延した。冷間圧延の途中で、第二相が分断しない所定の温度で焼鈍を行った。
次に、冷間圧延後の素材を脱脂し、再結晶焼鈍を行った。焼鈍条件は、４００℃×１ｈの焼鈍に続いて７５０℃×３０ｓの短時間焼鈍とし、急速冷却した。この再結晶焼鈍は、上記した第１法に該当する。再結晶焼鈍後、４５０℃で時効処理を行い、低加工度（板厚減少率１５〜５０％程度）の圧延を行って供試材とした。
【００５５】
（５）Ｃｕ−Ｆｅ−Ａｇ系３相合金（実施例２４〜２９、５０〜５４、比較例１２、２０）
電気銅に表１、２に示す組成の元素を添加して真空溶解した。鋳造時の凝固速度を３．０×１０‐６ｍ／ｓ以上になるように制御した。鋳造後は上記Ｃｕ−Ａｇ系合金と圧延条件、温度範囲等が若干異なるが、同様の方法で供試材を得た。
【００５６】
（６）比較例４、５、１１、１９
電気銅に表１、２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、熱間鍛造を施し（又は、熱間鍛造と熱間圧延を共に施し）、高加工度η＝４〜６で冷間圧延した。
次に、冷間圧延後の素材を脱脂し、７００℃×１ｍｉｎ（Ｃｕ−Ａｇ系）、又は８５０℃×1ｍｉｎ(Ｃｕ−Ｆｅ系)の焼鈍を行った。この焼鈍によって、第二相は分断された。
再結晶焼鈍後、時効処理を行い、低加工度（板厚減少率１５〜５０％程度）の圧延を行って供試材とした。時効処理温度は、Ｃｕ−Ｆｅ系合金（比較例１１、１９）は４８０℃とし、Ｃｕ−Ａｇ系合金（比較例４，５）は３５０℃とした。
【００５７】
なお、表１（実施例１〜２９、比較例１〜１２）の供試材は０.１〜０.２ｍｍ厚のばね材であり、表２（実施例３０〜５４、比較例１３〜２０）の供試材は０.０２〜０.０５ｍｍ厚の箔である。ばね材及び箔は最終厚みが異なるだけであり、製造方法は基本的に同様である。但し、加工度や、再結晶焼鈍を行う際の材料厚みは異なる。
【００５８】
３．試料の評価
（１）Ｃｕ母相の平均結晶粒径の測定
再結晶焼鈍後の試料の断面をＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）又はＦＥ−ＳＥＭ（電解放出型走査電子顕微鏡）を用いて撮影し、撮影画像について線分法により結晶粒径の算出を行った。線分法は画像上に互いに直交する一定長さの直線群を引き、各直線がそれぞれ画像上の結晶粒界と交わる個数を測定し、（線分長さ）／（個数）の平均値を平均結晶粒径とする。このとき、Ｃｕ母相中の結晶粒界の界面、Ｃｕ母相と第二相の界面、及びＣｕ母相と第三相の界面を粒界とみなすが、第二相及び第三相内部の界面は測定から除外する。
【００５９】
（２）双晶粒界の割合
Ｃｕ母相における双晶粒界の割合は、上記した線分法により測定した粒界の個数における双晶界面に起因する粒界の個数の割合を算出して求めた。
【００６０】
（３）強度の測定
ＪＩＳ  Ｚ２２４１に従い、圧延平行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。
（４）導電率の測定
四端子法にて、試料の導電率を求めた。
【００６１】
（５）曲げ加工性
各試料について、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平行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≦１であるもの
×：ＭＢＲ／ｔ>１であるもの
（６）屈曲性
各試料について、各試料について、ＡＳＴＭ  Ｄ２１７６（ＪＩＳ  Ｃ６４７１）に従ってＭＩＴ屈曲試験を行うと共に、ＩＰＣ規格ＴＭ−６５０（ＪＩＳ  Ｃ６４７１の参考図）に従ってＩＰＣ屈曲試験を行い、以下の基準で屈曲性を評価した。
○：ＭＩＴ屈曲試験において１５０回以上屈曲しても破断せず、かつＩＰＣ屈曲試験において１０５回以上屈曲しても破断しないもの
×：ＩＰＣ屈曲試験において１０５回未満の屈曲で破断したか、又はＭＩＴ屈曲試験において１５０回未満の屈曲で破断したもの
【００６２】
得られた結果を表１、２に示す。
【００６３】
【表１】
2006299287.tif 000002
【表２】
2006299287.tif 000003
【００６４】
<表１について>
表１から明らかなように、各実施例は、強度、導電性、及び曲げ加工性に共に優れていた。
【００６５】
以下の比較例において、Ｃｕ母相の結晶粒径又は双晶粒界の割合を本発明の規定範囲外とする方法として、以下のことを行った。比較例４、５、１１、１２、１９、２０は実施例と同様な成分組成としたが、製造条件（再結晶焼鈍の温度や昇温速度等、圧延の加工度等）を実施例と異なるものとした。比較例１、２、６、７、１０、１４〜１６、１８は、製造条件（再結晶焼鈍や圧延条件等）を実施例とほぼ同様としたが、成分組成を本発明の規定範囲外とした。比較例３、８、９は、成分組成を本発明の規定範囲外とし、製造条件（再結晶焼鈍や圧延条件等）を実施例と異なるものとした。
【００６６】
Ｃｕ母相の結晶粒径が６００ｎｍを超え、双晶粒界の割合が１０％未満となった比較例３、７、８の場合、強度と曲げ加工性に劣った。
Ｃｕ母相の結晶粒径が１５００ｎｍ以上の大きさとなった比較例４、５、９、１１、１２の場合、結晶粒径が粗大なために強度が低下した。但し、比較例９は結晶粒径が非常に大きいために、双晶粒界の割合が１０％未満であったにも関わらず、曲げ加工性は良好であった。これは、双晶粒界の割合を１０％以上とする効果は、結晶粒径が小さい場合に生じるためと考えられる。
添加元素を添加しなかった比較例１、２、６、１０の場合、双晶粒界の割合が１０％未満となり、曲げ加工性に劣った。
比較例において強度、導電性、及び曲げ加工性のすべてが優れていたものはなかった。
【００６７】
<表２について>
表２から明らかなように、各実施例は、強度、導電性、及び屈曲性に共に優れていた。
【００６８】
一方、Ｃｕ母相の結晶粒径が６００ｎｍを超え、双晶粒界の割合が１０％未満となった比較例１６の場合、強度と屈曲性に劣った。
一方、Ｃｕ母相の結晶粒径が１５００ｎｍ以上の大きさとなった比較例１９、２０の場合、結晶粒径が粗大なために強度が低下した。但し、結晶粒径が非常に大きいために、双晶粒界の割合が１０％未満であったにも関わらず、屈曲性は良好であった。これは、双晶粒界の割合を１０％以上とする効果は、結晶粒径が小さい場合に生じるためと考えられる。
添加元素を添加しなかった比較例１４〜１８の場合、双晶粒界の割合が１０％未満となり、屈曲性に劣った。
比較例において強度、導電性、及び屈曲性のすべてが優れていたものはなかった。