(57)【要約】【課題】溶体化後の冷却速度によらず、従来の銅合金材と同等以上の機械的強度と優れた曲げ加工性を兼備すると共に、製造時のばらつきが少ない端子・コネクタ用銅合金材及びその製造方法を提供する。【解決手段】１．０質量％以上５．０質量％以下のＮｉと、０．２質量％以上１．２質量％以下のＳｉとを含み、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなる端子・コネクタ用銅合金材において、透過電子顕微鏡の明視野像にて電子線入射方向［１００］Ｃｕから観察した際に、Ｃｕ母相の結晶粒内に分散する５０ｎｍ以上２００ｎｍ以下の大きさの析出物のうち、面積率換算にて６０％以上がＡｓｈｂｙ−Ｂｒｏｗｎコントラストを伴っている。【選択図】図１
2011021225.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
１．０質量％以上５．０質量％以下のＮｉと、０．２質量％以上１．２質量％以下のＳｉとを含み、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなり、
透過電子顕微鏡の明視野像にて電子線入射方向［１００］Ｃｕから観察した際に、Ｃｕ母相の結晶粒内に分散する５０ｎｍ以上２００ｎｍ以下の大きさの析出物のうち、面積率換算にて６０％以上がＡｓｈｂｙ−Ｂｒｏｗｎコントラストを伴っている端子・コネクタ用銅合金材。
【請求項２】
引張強さが８００Ｎ／ｍｍ２以上、０．２％耐力が７００Ｎ／ｍｍ２以上で、かつ、Ｗ曲げ試験で割れが発生しない曲げ半径の最小値Ｒと板厚ｔの比率Ｒ／ｔが１以下である請求項１に記載の端子・コネクタ用銅合金材。
【請求項３】
０．００５質量％以上０．５質量％以下のＴｉ、Ｃｒ、Ｂ、Ｃｏ、Ｆｅから選択した１種以上を更に含有する請求項２に記載の端子・コネクタ用銅合金材。
【請求項４】
０質量％を超えて２．０質量％以下のＳｎ、０質量％を超えて１．０質量％以下のＭｇ、０質量％を超えて２．０質量％以下のＭｎ、０質量％を超えて５．０質量％以下のＺｎ、０質量％を超えて０．０５質量％以下のＰのうち、少なくとも１つを更に含有する請求項２又は３に記載の端子・コネクタ用銅合金材。
【請求項５】
１．０質量％以上５．０質量％以下のＮｉと、０．２質量％以上１．２質量％以下のＳｉとを含み、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなる銅合金材の製造方法であって、
板状の銅合金に対し、板厚方向にせん断集合組織を形成するせん断集合組織形成工程と、
前記せん断集合組織形成工程の後、板状の銅合金を加熱して溶体化処理を行う溶体化工程と、
前記溶体化工程の後、板状の銅合金を冷却する冷却工程と、
前記冷却工程の後、板状の銅合金に対し格子欠陥を導入する第２冷間圧延工程と、
前記第２冷間圧延工程の後、板状の銅合金に対し時効処理を行う時効工程と
を備える銅合金材の製造方法。
【請求項６】
１．０質量％以上５．０質量％以下のＮｉと、０．２質量％以上１．２質量％以下のＳｉとを含み、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなる銅合金材の製造方法であって、
板状の銅合金に対し、板厚方向にせん断変形を導入する第１冷間圧延工程と、
前記第１冷間圧延工程の後、板状の銅合金を加熱して溶体化処理を行う溶体化工程と、
前記溶体化工程の後、板状の銅合金を冷却する冷却工程と、
前記冷却工程の後、板状の銅合金に対し格子欠陥を導入する第２冷間圧延工程と、
前記第２冷間圧延工程の後、板状の銅合金に対し時効処理を行う時効工程と
を備える銅合金材の製造方法。
【請求項７】
前記第１冷間圧延工程は、板状の銅合金を挟み込んで送出する一対のロールの周方向速度が異なる異周速圧延により実施する請求項６に記載の銅合金材の製造方法。
【請求項８】
前記第１冷間圧延工程は、板状の銅合金の加工率を６０％以上にして実施する請求項７に記載の銅合金材の製造方法。
【請求項９】
前記銅合金材は、０．００５質量％以上０．５質量％以下のＴｉ、Ｃｒ、Ｂ、Ｃｏ、Ｆｅから選択した１種以上を更に含有する請求項８に記載の銅合金材の製造方法。
【請求項１０】
前記銅合金材は、０質量％を超えて２．０質量％以下のＳｎ、０質量％を超えて１．０質量％以下のＭｇ、０質量％を超えて２．０質量％以下のＭｎ、０質量％を超えて５．０質量％以下のＺｎ、０質量％を超えて０．０５質量％以下のＰのうち、少なくとも１つを更に含有する請求項８又は９に記載の銅合金材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、端子・コネクタ用銅合金材及びその製造方法に関する。特に、本発明は、端子・コネクタの材料に用いられる銅合金材として最適な高い強度、耐力と優れた曲げ加工性とを併せ持つ銅合金材及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、各種の電気・電子機器において小型・薄型化、及び軽量化が進行しており、それに伴い電機・電子機器において使用される部品の小型化も進んでいる。部品の小型化を実現するため、端子・コネクタ部品においては小型で電極間ピッチの狭いものが求められる傾向にある。こうした小型化によって、端子・コネクタ部品に使用される材料もより薄肉になっているが、材料が薄肉であっても電気的接続の信頼性を保つ必要から、より高いばね性を持った材料が要求されている。高いばね性を確保するためには、材料の強度及び耐力を十分に高める必要がある。
【０００３】
更に、こうした小型化に伴い、より小さく複雑な形状の部品を一体成形で製作する要求も強くなっており、より厳しい条件の曲げ加工に適用できる材料が強く求められている。また、電機・電子機器の高機能化も進んでおり、これに伴う電極数の増加や通電電流の増加によって、発生するジュール熱も増加傾向にあり、従来以上に導電性の良い材料への要求も強まっている。すなわち、端子・コネクタ部品の材料としては、高強度、高耐力と良好な曲げ加工性を同時に満足すると共に、更に良好な導電性を備える材料が強く求められている。
【０００４】
そこで、より高い強度や導電性の要求に低コストで対応できる材料としてＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系などの銅合金材が用いられてきている（例えば、特許文献１参照）。Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉを主成分とする銅合金材は４０％ＩＡＣＳ前後の導電率を持ち、ジュール熱の増加に対応することができる。また、ベリリウム銅に比べて低コストでの製造が可能である。このような析出強化型の合金は、Ｎｉ、Ｓｉ等の成分をＣｕ母相中に固溶させてから時効処理して化合物を析出させることで、高強度と高伝導性を材料に付与している。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開２００８−１９３７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかしながら、特許文献１に記載されているようなＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉを主成分とする合金は、溶体化後の冷却速度による強度への影響が大きく、冷却速度が遅くなると強度が大きく低下してしまう。これにより、小規模な試作と比較して冷却速度が遅くなる量産においては、機械的強度が低下する場合がある。また、量産される合金は、比較的体積が大きくなることから、表面側と芯側とで冷却速度が異なり、製造される合金の機械的強度にばらつきが生じやすくなる。
【０００７】
したがって、本発明の目的は、溶体化後の冷却速度によらず、従来の銅合金材と同等以上の機械的強度と優れた曲げ加工性とを兼備すると共に、製造時のばらつきが少ない端子・コネクタ用銅合金材及びその製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明は、上記目的を達成するため、１．０質量％以上５．０質量％以下のＮｉと、０．２質量％以上１．２質量％以下のＳｉとを含み、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなり、透過電子顕微鏡の明視野像にて電子線入射方向［１００］Ｃｕから観察した際に、Ｃｕ母相の結晶粒内に分散する５０ｎｍ以上２００ｎｍ以下の大きさの析出物のうち、面積率換算にて６０％以上がＡｓｈｂｙ−Ｂｒｏｗｎコントラストを伴っている端子・コネクタ用銅合金材が提供される。
【０００９】
また、上記端子・コネクタ用銅合金材は、引張強さが８００Ｎ／ｍｍ２以上、０．２％耐力が７００Ｎ／ｍｍ２以上で、かつ、Ｗ曲げ試験で割れが発生しない曲げ半径の最小値Ｒと板厚ｔの比率Ｒ／ｔが１以下であることが好ましい。
【００１０】
また、上記端子・コネクタ用銅合金材は、０．００５質量％以上０．５質量％以下のＴｉ、Ｃｒ、Ｂ、Ｃｏ、Ｆｅから選択した１種以上を更に含有してもよい。
【００１１】
また、上記端子・コネクタ用銅合金材は、０質量％を超えて２．０質量％以下のＳｎ、０質量％を超えて１．０質量％以下のＭｇ、０質量％を超えて２．０質量％以下のＭｎ、０質量％を超えて５．０質量％以下のＺｎ、０質量％を超えて０．０５質量％以下のＰのうち、少なくとも１つを更に含有してもよい。
【００１２】
また、本発明は、上記目的を達成するため、１．０質量％以上５．０質量％以下のＮｉと、０．２質量％以上１．２質量％以下のＳｉとを含み、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなる銅合金材の製造方法であって、板状の銅合金に対し、板厚方向にせん断集合組織を形成するせん断集合組織形成工程と、せん断集合組織形成工程の後、板状の銅合金を加熱して溶体化処理を行う溶体化工程と、溶体化工程の後、板状の銅合金を冷却する冷却工程と、冷却工程の後、板状の銅合金に対し格子欠陥を導入する第２冷間圧延工程と、第２冷間圧延工程の後、板状の銅合金に対し時効処理を行う時効工程とを備える銅合金材の製造方法が提供される。
【００１３】
また、本発明は、上記目的を達成するため、１．０質量％以上５．０質量％以下のＮｉと、０．２質量％以上１．２質量％以下のＳｉとを含み、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなる銅合金材の製造方法であって、板状の銅合金に対し、板厚方向にせん断変形を導入する第１冷間圧延工程と、前記第１冷間圧延工程の後、板状の銅合金を加熱して溶体化処理を行う溶体化工程と、前記溶体化工程の後、板状の銅合金を冷却する冷却工程と、冷却工程の後、板状の銅合金に対し格子欠陥を導入する第２冷間圧延工程と、第２冷間圧延工程の後、板状の銅合金に対し時効処理を行う時効工程とを備える銅合金材の製造方法が提供される。
【００１４】
また、上記銅合金材の製造方法は、第１冷間圧延工程は、板状の銅合金を挟み込んで送出する一対のロールの周方向速度が異なる異周速圧延により実施してもよい。
【００１５】
また、上記銅合金材の製造方法は、板状の銅合金の加工率を６０％以上にして実施することが好ましい。
【００１６】
また、上記銅合金材の製造方法は、銅合金材は、０．００５質量％以上０．５質量％以下のＴｉ、Ｃｒ、Ｂ、Ｃｏ、Ｆｅから選択した１種以上を更に含有してもよい。
【００１７】
また、上記銅合金材の製造方法は、銅合金材は、０質量％を超えて２．０質量％以下のＳｎ、０質量％を超えて１．０質量％以下のＭｇ、０質量％を超えて２．０質量％以下のＭｎ、０質量％を超えて５．０質量％以下のＺｎ、０質量％を超えて０．０５質量％以下のＰのうち、少なくとも１つを更に含有してもよい。
【発明の効果】
【００１８】
本発明によれば、溶体化後の冷却速度によらず、従来の銅合金材と同等以上の機械的強度と優れた曲げ加工性を兼備すると共に、製造時のばらつきが少ない端子・コネクタ用銅合金材を製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１９】
【図１】本発明の実施の形態に係る銅合金材の製造過程を示すフローチャートである。
【図２】透過電子顕微鏡の明視野像にて電子線入射方向［１００］Ｃｕから観察した銅合金材の模式図であり、溶体化析出物がＡｓｈｂｙ−Ｂｒｏｗｎコントラストを伴った状態を示している図である。
【図３】透過電子顕微鏡の明視野像にて電子線入射方向［１００］Ｃｕから観察した銅合金材の模式図であり、溶体化析出物がＡｓｈｂｙ−Ｂｒｏｗｎコントラストを伴っていない状態を示している図である。
【発明を実施するための形態】
【００２０】
［実施の形態の要約］
１．０質量％以上５．０質量％以下のＮｉと、０．２質量％以上１．２質量％以下のＳｉとを含み、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなる端子・コネクタ用銅合金材において、透過電子顕微鏡の明視野像にて電子線入射方向［１００］Ｃｕから観察した際に、Ｃｕ母相の結晶粒内に分散する５０ｎｍ以上２００ｎｍ以下の大きさの析出物のうち、面積率換算にて６０％以上がＡｓｈｂｙ−Ｂｒｏｗｎコントラストを伴っている。
【００２１】
また、板状の銅合金を加熱して溶体化処理を行う溶体化工程と、前記溶体化工程の後、板状の銅合金を冷却する冷却工程と、冷却工程の後、板状の銅合金に対し格子欠陥を導入する第２冷間圧延工程と、第２冷間圧延工程の後、板状の銅合金に対し時効処理を行う時効工程とを備える銅合金材の製造方法において、冷却工程の前に、板状の銅合金に対し、板厚方向にせん断変形を導入する第１冷間圧延工程を含む。
【００２２】
［実施の形態］
（銅合金材の組成）
本発明の実施の形態に係る銅合金材は、１．０質量％以上５．０質量％以下のＮｉ、０．２質量％以上１．２質量％以下のＳｉを含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなる。この銅合金材は、透過電子顕微鏡の明視野像にて電子線入射方向［１００］Ｃｕから観察すると、Ｃｕ母相の結晶粒内に分散する５０ｎｍ以上２００ｎｍ以下の析出物における面積率換算にて６０％以上がＡｓｈｂｙ−Ｂｒｏｗｎコントラストを伴っている。また、この銅合金材は、引張強さが８００Ｎ／ｍｍ２以上、０．２％耐力が７００Ｎ／ｍｍ２以上で、かつ、Ｗ曲げ試験で割れが発生しない曲げ半径の最小値Ｒと板厚ｔとの比率Ｒ／ｔが１以下である。
【００２３】
また、Ｎｉ及びＳｉに加え、０．００５質量％以上０．５質量％以下のＴｉ、Ｃｒ、Ｂ、Ｃｏ、Ｆｅから選択した１種以上を含有することもできる。更に、２．０質量％以下のＳｎ、１．０質量％以下のＭｇ、２．０質量％以下のＭｎ、５．０質量％以下のＺｎ、０．０５質量％以下のＰの少なくとも１つを必須成分にすることもできる。
【００２４】
（銅合金材の製造方法）
次いで、前記各実施形態の銅合金材の製造方法について説明する。
【００２５】
図１は、上記の各実施形態の銅合金材の製造工程のフローを示す図である。
【００２６】
本実施の形態に係る銅合金材は、まず、無酸素銅を母材として上記で説明した平均組成を有する銅合金を溶製して（溶製工程：ステップ１０、以下、ステップを「Ｓ」とする）、所定寸法のインゴットに鋳造する（鋳造工程：Ｓ２０）。そして、このインゴットを８００℃以上１０５０℃以下に加熱して熱間加工を施して板状にする（熱間加工工程：Ｓ３０）。この後、板状にされた銅合金材を圧延中に冷却する（第１冷却工程：Ｓ４０）。次に、板状の銅合金を挟み込んで送出する一対のロールの周方向速度が異なる異周速圧延（詳細は、渡辺  純也、左海  哲夫、岩本  直明、宇都宮  祐、「銅と銅合金」、４４（２００５）、７３−７８参照）による冷間圧延を当該銅合金材に施す（第１冷間圧延工程：Ｓ５０）。なお、異周速圧延の他に、Ｅｑｕａｌ  Ｃｈａｎｎｅｌ  Ａｎｇｕｌａｒ  Ｐｒｅｓｓｉｎｇ（ＥＣＡＰ）を用いることもできる。この後、銅合金材を７５０℃以上９００℃以下に加熱して３０秒以上３分以下の間保持して溶体化処理を実施する（溶体化工程：Ｓ６０）。そして、１０℃／分以上１００℃／分以下の速度で２００℃以下まで冷却する（第２冷却工程：Ｓ７０）。次に、一対のロールを用いた異周速圧延による冷間圧延を実施して（第２冷間圧延工程：Ｓ８０）、所定温度で所定の時間保持する時効処理を実施する（時効処理：Ｓ９０）。
【００２７】
なお、本実施の形態の変形例においては、第２冷却工程（Ｓ７０）の後に、まず、時効処理を実施した後に（時効処理）、第２冷間圧延工程を実施して（第２冷間圧延工程）、その後、所定の温度まで加熱して徐冷する焼鈍処理（焼鈍処理工程）を実施することもできる。
【００２８】
（熱間圧延工程）
熱間圧延工程においては、合金元素を固溶させることを目的として、十分な高温で加熱する。また、本実施の形態に係る熱間圧延工程においては、８００℃以上１０５０℃以下の加熱条件を設定する。第１冷却工程においては、圧延中に所定の温度まで冷却する。熱間圧延工程では、高温に加熱するほど十分な固溶状態が得られ、最終材でより高い強度を得ることができる一方、高温で加熱すれば結晶粒の成長、粗大化が進行する。結晶粒が粗大化すると材料中の結晶粒界密度が低下するので、曲げ加工の際に少ない結晶粒界に応力が集中して割れが発生しやすくなる。
【００２９】
（第１冷間圧延工程）
第１冷間圧延工程にて実施される異周速圧延は、厚さ方向に一対のロールの周速を異なるようにして圧延する方法である。この圧延方法により、板状の銅合金材の板厚方向全体にせん断変形を導入することができ、その結果、銅合金材に板厚方向のせん断集合組織を形成することができる（せん断集合組織形成工程）。このせん断集合組織においては、＜１１０＞／／ＮＤ方向（なお、ＮＤ方向は、板材の厚さ方向）が発達する。そして、第１冷間圧延工程にて形成されるせん断集合組織は、溶体化工程にて銅合金が再結晶した後において集積度が低下するものの、再結晶させても多くのせん断集合組織成分を残すという特徴がある。本実施の形態では、加工率を６０％以上、好ましくは８０％以上に規定することによって、効果的にせん断集合組織を形成することができる。
【００３０】
（第２冷間圧延工程）
第２冷却工程後の第２冷間圧延工程においては、目的とする最終板厚まで冷間圧延を実施する。第２の冷間圧延加工の目的は、冷間圧延により材料をせん断変形させ、材料中に格子欠陥を適度に導入して耐力の向上を図ることにあり、また、格子欠陥は時効工程において析出物の発生の核として働くため、より均一に析出物を発生させるための工程としても有効である。第２冷間圧延工程において、冷間圧延加工率が高過ぎると材料の伸びが大きく低下する場合があり、この伸びの低下は曲げ加工時に割れが起こりやすくなることにつながるため、冷間圧延の加工率を低く抑える必要がある。本実施の形態では、加工率を５％以上、好ましくは８％以上３０％未満に規定することによって、伸びの低下を抑えることができる。
【００３１】
（時効工程）
時効工程においては、Ｎｉ２Ｓｉで表される金属間化合物を微細な形状で均一かつ多量に析出させることが重要であることから、３５０℃以上５００℃以下で１時間以上２４時間以下保持する。好ましくは、４００℃以上４５０℃以下で１時間以上２４時間以下保持する。これより高温・長時間では析出物が大きく成長しやすく、これより低温・短時間では十分な量の析出物を生成させることができない。時効処理時に、析出物が大きく成長すると曲げ加工時に析出物近傍に応力が集中して割れの起点となる場合があるため、均一かつ微細な析出物が多量に発生する加熱条件として上記範囲を選択して熱処理することを要する。
【００３２】
（不均一核生成サイト）
ところで、銅合金の溶体化後の冷却速度による機械的特性が変化する原因の１つとして、材料中の不均一核生成サイトの存在が考えられる。溶体化工程及び第２冷却工程を経て金属間化合物が析出した後、銅の母相の再結晶が生じると銅の母相の結晶方位が変化して、金属間化合物と再結晶した銅の母相との界面が非整合になり、析出した金属間化合物が時効工程において不均一核生成サイトになる。不均一核生成サイトが存在すると、時効後に析出する金属間化合物が粗大になって機械的特性が低下する。以下、本実施の形態においては、溶体化後に析出する金属間化合物を溶体化析出物Ａといい、時効後に析出する金属間化合物を時効析出物Ｂという。本実施の形態において、溶体化析出物Ａと時効析出物Ｂとは別個に形成されており、溶体化析出物Ａは主として５０ｎｍ以上２００ｎｍ以下のサイズであり、時効析出物Ｂは主として１０ｎｍ以上５０ｎｍ未満のサイズである。本実施の形態の銅合金材は、時効処理において時効析出物Ｂを微細にして、高密度に分散させることにより機械的特性を向上させており、時効析出物Ｂが粗大になることは好ましくない。
【００３３】
（本実施の形態の製造方法の作用効果）
本実施の形態の製造方法によれば、第１冷間圧延工程において、異周速圧延を用いて銅合金材の再結晶前後の結晶方位の変化を抑制して、溶体化析出物Ａが不均一核生成サイトとして作用しないようにして、銅合金材における溶体化工程後の冷却速度等に起因する時効析出物Ｂの粗大化を抑制することができる。
【００３４】
以上の製造方法により製造された銅合金材の金属組織、析出物及び合金成分等について図２及び図３を参照して説明する。
【００３５】
図２は、透過電子顕微鏡の明視野像にて電子線入射方向［１００］Ｃｕから観察した銅合金材の模式図であり、溶体化析出物がＡｓｈｂｙ−Ｂｒｏｗｎコントラストを伴った状態を示す。また、図３は、透過電子顕微鏡の明視野像にて電子線入射方向［１００］Ｃｕから観察した銅合金材の模式図であり、溶体化析出物がＡｓｈｂｙ−Ｂｒｏｗｎコントラストを伴っていない状態を示す。
【００３６】
（銅合金材の金属組織）
製造された銅合金材は、金属組織中に分散する相が観察され、この分散する相は、５０ｎｍ以上２００ｎｍ以下の大形析出物２０と、１０ｎｍ以上５０ｎｍ未満の小形析出物３０とが、数密度において大多数を占める。本実施の形態においては、５０ｎｍ以上２００ｎｍ以下の大形析出物２０は溶体化化合物Ａから構成され、１０ｎｍ以上５０ｎｍ未満の小形析出物３０は時効析出物Ｂから構成される。図２に示すように、透過電子顕微鏡の明視野像にて電子線入射方向［１００］Ｃｕから観察すると、銅の母相１０の結晶粒内に分散する溶体化析出物Ａは、面積率換算にて６０％以上、好ましくは８０％以上がＡｓｈｂｙ−Ｂｒｏｗｎコントラスト２２を伴っている。Ａｓｈｂｙ−Ｂｒｏｗｎコントラスト２２を伴った溶体化析出物Ａは明視野像にて円形を所定方向に２分割した形状を呈しており、全体としてコーヒー豆のような形状を呈している。なお、時効析出物Ｂは、銅の母相１０中に略均一に分散している。
【００３７】
（溶体化析出物Ａ及び時効析出物Ｂ）
溶体化析出物Ａは、例えばＮｉ２Ｓｉ、Ｎｉ５Ｓｉ２等のＮｉ−Ｓｉ系化合物相、例えばＣｕＳｉＴｉ等のＣｕ−Ｓｉ−Ｔｉ系化合物相、例えばＣｒ３Ｓｉ等のＣｒ−Ｓｉ系化合物相、Ｎｉ６Ｓｉ２Ｂ等のＮｉ−Ｓｉ−Ｂ系化合物相等が挙げられる。Ａｓｈｂｙ−Ｂｒｏｗｎコントラスト２２は、析出物の結晶組織が銅の母相に対して整合な場合に観察される。時効析出物Ｂは、主としてＮｉ２Ｓｉであり、銅の母相１０中に略均一に分散されることで、銅合金材の析出強化に寄与している。
【００３８】
（Ａｓｈｂｙ−Ｂｒｏｗｎコントラスト２２を伴わない場合）
これに対し、溶体化析出物ＡがＡｓｈｂｙ−Ｂｒｏｗｎコントラスト２２を伴わない場合、溶体化析出物Ａが不均一核生成サイトとして作用するため、図３に示すように、時効析出物Ｂが溶体化析出物Ａ上に析出してしまう。この場合、５０ｎｍ以上２００ｎｍ以下の大形析出物２０は、溶体化化合物Ａと時効析出物Ｂとから構成される。これにより、時効析出物Ｂが銅の母相１０中に十分に分散されなくなり、析出強化に寄与する１０ｎｍ以上５０ｎｍ未満の時効析出物Ｂを高密度で分散させることができない。すなわち、溶体化析出物ＡがＡｓｈｂｙ−Ｂｒｏｗｎコントラスト２２を伴うことにより、溶体化後の冷却により最終的に得られる銅合金材の機械的強度の低下を顕著に減少させることができる。
【００３９】
（Ｎｉ、Ｓｉ）
Ｎｉ及びＳｉは、これらを主成分とする金属間化合物を材料中に分散析出することを目的として添加している。金属間化合物としては、例えば、Ｎｉ２Ｓｉ、Ｎｉ５Ｓｉ２、Ｎｉ３Ｓｉ等が例示される。この金属間化合物により、銅合金材の機械的強度、及びばね性が高まると共に良好な導電率を保つことができる。Ｎｉ及びＳｉの含有量が少ないと、金属間化合物が十分に分散されないので、高い強度を得ることができない。一方、Ｎｉ及びＳｉの含有量が多すぎると、鋳造時に大きな晶出物を作るため、その後の熱処理を高温で実施しても十分に固溶させることが困難である。
【００４０】
本実施の形態においては、Ｎｉの含有量を１．０質量％以上５．０質量％以下、好ましくは２．５質量％以上４．０質量％以下に、Ｓｉの含有量を０．２質量％以上１．２質量％以下、より好ましくは０．３質量％以上１．０質量％以下とすることにより、効果的に高強度と良好な導電率とを両立させることができる。
【００４１】
（Ｔｉ、Ｃｒ、Ｂ、Ｃｏ、Ｆｅ）
Ｔｉ、Ｃｒ、Ｂ、Ｃｏ、Ｆｅは、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金において、８００℃以上の高温の熱処理においても結晶粒の成長を抑え、微細な結晶粒を維持することを目的として添加する。これらの添加量が少ない場合は、結晶成長抑制効果が十分に得られずに最終的に得られる銅合金材の強度が低下する。一方、これらの添加量が多すぎる場合は、導電率低下や曲げ加工性の悪化といった悪影響を引き起こすおそれがある。
【００４２】
第２の実施形態においては、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｂ、Ｃｏ、Ｆｅから選択した１種以上の合計含有量を０．０５質量％以上０．５質量％以下、好ましくは０．０１質量％以上０．１質量％以下にすることにより、効果的に高強度と良好な曲げ加工性とを両立させることができる。
【００４３】
（Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｐ）
更に、上述した元素に加えて、０質量％を超えて２．０質量％以下のＳｎ、０質量％を超えて１．０質量％以下のＭｇ、０質量％を超えて２．０質量％以下のＭｎ、０質量％を超えて５．０質量％以下のＺｎ、０質量％を超えて０．０５質量％以下のＰの少なくとも１つを含有させた場合、より高強度を実現しやすくなると共に、めっき密着性、はんだ濡れ性、耐マイグレーション等の端子・コネクタ用材料に要求される副次的な特性を向上させることができる。これらの添加量が多すぎる場合は導電率低下等の影響を引き起こす場合がある。
【００４４】
本実施の形態においては、Ｓｎの添加量を０質量％を超えて２．０質量％以下、好ましくは０．１質量％以上１．０質量％以下、Ｍｇの添加量を０質量％を超えて２．０質量％以下、好ましくは０．０５質量％以上０．５質量％以下、Ｍｎの添加量を０質量％を超えて２．０質量％以下、好ましくは０．１質量％以上１．０質量％以下、Ｚｎの添加量を０質量％を超えて５．０質量％以下、好ましくは０．５質量％以上３．０質量％以下、Ｐの添加量を０質量％を超えて０．０５質量％以下、好ましくは０質量％を超えて０．０２質量％以下にすることにより、導電率低下等の影響を引き起こすことなく、期待する効果を得ることができる。
【００４５】
（引張強さ、０．２％耐力、比率Ｒ／ｔ）
上述した組成からなる銅合金（素材）を用いて適切な条件で加工、及び熱処理をすることにより、８００Ｎ／ｍｍ２以上の引張強さと７００Ｎ／ｍｍ２以上の０．２％耐力を有すると共に、Ｗ曲げ試験で割れが発生しない曲げ半径の最小値Ｒと試料の板厚ｔとの比率Ｒ／ｔが１以下（０以上）になる材料を得ることができる。ここで、８００Ｎ／ｍｍ２以上の引張強さと７００Ｎ／ｍｍ２以上の０．２％耐力は低ベリリウム銅に匹敵する強度であり、端子・コネクタで高いばね性を確保するための強度として十分な値であるといえる。
【００４６】
また、Ｗ曲げ試験はＪＩＳ  Ｈ３１１０、Ｈ  ３１３０、および日本伸銅協会技術標準ＪＣＢＡ  Ｔ３０７に規定された銅合金板条の曲げ加工性を評価する試験方法であり、割れが発生しない曲げ半径の最小値Ｒと試料の板厚ｔの比率Ｒ／ｔが１以下（０以上）になる曲げ加工性があれば、端子・コネクタで良好な曲げ加工性を持った材料として評価できる。
【００４７】
（実施の形態の効果）
上記の実施形態によれば、下記の効果を奏する。
（１）５０ｎｍ以上２００ｎｍ以下の大形析出物２０につき、面積率換算にて６０％以上がＡｓｈｂｙ−Ｂｒｏｗｎコントラスト２２を伴うようにして、時効析出物Ｂが銅の母相１０中に高密度で分散するようにしたので、溶体化後の冷却速度による機械的強度への影響を小さくすることができ、大規模な量産（例えば、１０℃〜１００℃／分程度の冷却速度を採用する）においても小規模試作と同程度の機械的特性を発揮させることができる。
（２）第１冷間圧延工程にて板状の銅合金にせん断方向の変形を導入することにより、溶体化析出物ＡについてＡｓｈｂｙ−Ｂｒｏｗｎコントラスト２２を伴う状態にすることができるので、大規模な量産においても同一ロット中の機械的特性のばらつきを低減することができ、安定した特性の端子・コネクタ用銅合金材を提供することができる。また、せん断方向の変形は、異周速圧延により実現され、特別な製造設備等を要せず、実用に際して極めて有利である。
（３）具体的な機械的強度として、８００Ｎ／ｍｍ２以上の高い引張強さと７００Ｎ／ｍｍ２以上の高い０．２％耐力を兼備すると共に、優れた曲げ加工性を併せ持った端子・コネクタ用銅合金材を得ることができる。したがって、銅合金材を使用する端子・コネクタにおいては小型化への対応が容易となり、設計の自由度を大幅に広げることができる。
（４）上記（１）から（３）の優れた性質を兼備するにもかかわらず、従来材と同等のコストで製造することができるので、端子・コネクタ部品につき、その製造技術の向上を安価で高特性の材料を供給するという面から支え、その発展に大きく寄与することができる。
（５）また、溶体化にて析出する析出物が整合している場合（Ａｓｈｂｙ−Ｂｒｏｗｎコントラストを伴う場合）、時効時における析出サイトが母相中になる。一方、溶体化にて析出する析出物が不整合である場合（Ａｓｈｂｙ−Ｂｒｏｗｎコントラストを伴わない場合）、時効時の析出サイトが不整合析出物になる。したがって、本実施の形態においては、Ａｓｈｂｙ−Ｂｒｏｗｎコントラストを伴う析出物を形成させることにより、時効時において母相中に微細な析出物を形成させ、溶体化後の冷却速度の影響を小さくすることができる。これにより、本実施の形態に係る端子・コネクタ用銅合金材の機械的強度を確保することができる。
【００４８】
以下、本発明を実施例に基づいて更に詳しく説明する。
【００４９】
（実施例１〜１０、比較例１〜３）
表１に示す合金組成からなる試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１０（実施例１〜１０）及び試料Ｎｏ．１１〜Ｎｏ．１３（比較例１１〜１３）を製造して、表２に示すように各試料の特性を評価した。なお、表１において、不可避不純物はＣｕに含めて表記した。
【００５０】
【表１】
2011021225.tif 000003
【００５１】
【表２】
2011021225.tif 000004
【００５２】
（実施例１）
Ｎｉ：３．０質量％、Ｓｉ：０．７質量％を含有すると共に、残部がＣｕと不可避不純物とからなる銅合金を無酸素銅を母材にしてＡｒ雰囲気にて高周波溶解炉で溶製して、直径３０ｍｍ、長さ２５０ｍｍのインゴットを鋳造した。このインゴットを８５０℃に加熱して押出加工（熱間加工）して、幅２０ｍｍ、厚さ８ｍｍの板状にして、圧延中に冷却した。この板材を、低速側のロールの周速を１ｍ／分とし、高速側のロールの周速を２ｍ／分とした異周速圧延により、厚さ０．２５ｍｍまで冷間圧延した。
【００５３】
次に、冷間圧延した材料を８５０℃のソルトバスにて１分間保持した後、水中に投入して１０℃／分の速度で室温（２０℃）まで冷却した。次に、冷却した材料を、低速側のロールの周速を１ｍ／分に設定して、高速側のロールの周速を２ｍ／分に設定した異周速圧延により、厚さ０．２ｍｍまで冷間圧延した。そして、冷間圧延を施した材料に４５０℃で２時間保持する時効処理を施した。
【００５４】
以上のようにして製造した試料Ｎｏ．１について、５０ｎｍ以上２００ｎｍ以下の大型析出物２０におけるＡｓｈｂｙ−Ｂｒｏｗｎコントラスト２２が観察された面積率を測定した。なお、試料Ｎｏ．１においては、５０ｎｍ以上２００ｎｍ以下の大型析出物は、ほとんどが溶体化析出物Ａであった。この面積率は、試料からサンプルを採取して、ミリング法により透過電子顕微鏡用の薄膜サンプルを作製して測定した。具体的には、日立製Ｈ−８１００透過電子顕微鏡を用いて、１００００倍で薄膜サンプルの３つの視野を観察して、観察して得られた視野画像の画像解析により整合面積率を算出した。この結果、試料Ｎｏ．１について、大型析出物２０におけるＡｓｈｂｙ−Ｂｒｏｗｎコントラスト２２が観察された面積率は６０．８％であった。
【００５５】
更に、試料Ｎｏ．１について、引張強さ、及び０．２％耐力を測定すると共に、Ｗ曲げ試験を実施した。引張強さと０．２％耐力はＪＩＳ  Ｚ２２４１に準拠した引張試験で測定した。Ｗ曲げ試験は、曲げ軸が試料の圧延方向に平行になるように採取した試験片を用いてＪＩＳ  Ｈ３１１０、Ｈ  ３１３０に準拠した方法で実施して、試料表面に割れが発生しない曲げ半径の最小値Ｒ（ｍｍ）を求めて試料の厚さｔ（ｍｍ）との比率Ｒ／ｔで評価結果を表した。その結果、引張強さ８０９Ｎ／ｍｍ２、０．２％耐力７５３Ｎ／ｍｍ２、Ｒ／ｔ＝０．５の結果となり、高強度、高耐力と優れた曲げ加工性とを兼ね備えた材料が得られた。測定した結果を表２に示す。
【００５６】
（実施例２〜１０）
次に、表１の実施例２〜１０に示す合金組成の銅合金につき、試料Ｎｏ．１と同じ工程で厚さ０．２ｍｍの試料を製造した（試料Ｎｏ．２〜１０）。実施例２は実施例１のＮｉ及びＳｉの含有量を変更した試料である。また、実施例３〜７は、実施例１にＴｉ、Ｃｒ、Ｂ、Ｃｏ又はＦｅを添加した試料である。また、実施例８は実施例１にＳｎ、Ｚｎ及びＰを添加した試料であり、実施例９は実施例１にＭｇ、Ｚｎ及びＰを添加した試料であり、実施例１０は実施例１にＭｎ、Ｚｎ及びＰを添加した試料である。
【００５７】
これらの試料についても実施例１と同様に、大型析出物２０におけるＡｓｈｂｙ−Ｂｒｏｗｎコントラスト２２が観察された面積率、引張強さ及び０．２％耐力を測定すると共にＷ曲げ試験を実施した。測定した結果を表２に示す。得られた試料はいずれも良好な特性を兼ね備えており、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｂ、Ｃｏ、Ｆｅ等の添加や、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｐ等の添加が強度の向上に寄与していることが示された。
【００５８】
（比較例１〜３）
次に、実施例に係る銅合金材を構成する材料について、その合金組成及び金属組織に関する限定理由を、比較例を挙げて説明する。
【００５９】
表１の比較例１、２に示す合金組成の銅合金につき、試料Ｎｏ．１と同じ工程で厚さ０．２ｍｍの試料を製造した（試料Ｎｏ．１１、１２）。また、表１の比較例３に示す合金組成の銅合金については、試料Ｎｏ．１と同様にインゴットを作製して、熱間加工により板状として冷却した後、一対のロールの周速を共に２ｍ／分に設定して厚さ０．２５ｍｍまで冷間圧延した。そして、８５０℃のソルトバスにて１分間保持した後、水中に投入して１０℃／分の速度で室温（２０℃）まで冷却して、一対のロールの周速を共に２ｍ／分に設定して厚さ０．２ｍｍまで冷間圧延した。その後、これに４５０℃で２時間保持する時効処理を施した。得られた試料について実施例１と同様に、大型析出物２０におけるＡｓｈｂｙ−Ｂｒｏｗｎコントラスト２２が観察された面積率、引張強さ、及び０．２％耐力を測定すると共に、Ｗ曲げ試験を実施した。測定した結果を表２に示す。
【００６０】
比較例１及び２は、ＮｉとＳｉの量が前記実施形態の規定範囲を外れた例である。Ｎｉ、Ｓｉの量が少ない場合は十分な強度が得られず、引張強さが８００Ｎ／ｍｍ２を下回ると共に、０．２％耐力が７００Ｎ／ｍｍ２を下回った。一方、Ｎｉ、Ｓｉの量が多い場合は強度は高くなるものの、曲げ加工性が大きく低下し、Ｒ／ｔが１を大きく上回った。
【００６１】
比較例３は、５０ｎｍ以上２００ｎｍ以下の大型析出物２０におけるＡｓｈｂｙ−Ｂｒｏｗｎコントラスト２２が観察された面積率が６０％を下回った例である。この面積率が小さいと、溶体化処理後の銅合金の冷却速度の影響を大きく受けるため、引張強さが低下して８００Ｎ／ｍｍ２を下回っている。
【００６２】
以上、本発明の実施の形態及び実施例を説明したが、上記に記載した実施の形態及び実施例は特許請求の範囲に係る発明を限定するものではない。また、実施の形態及び実施例の中で説明した特徴の組合せの全てが発明の課題を解決するための手段に必須であるとは限らない点に留意すべきである。
【符号の説明】
【００６３】
１０  銅の母相
２０  大形析出物
３０  小形析出物
Ａ  溶体化析出物
Ｂ  時効析出物 
【図１】
2011021225.tif 000005
【図２】
2011021225.tif 000006
【図３】
2011021225.tif 000007