(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量割合にて、Ｎｉ：１．０％〜２．０％、Ｐ：０．１％〜０．５％を含有し、ＮｉとＰの含有量比率Ｎｉ／Ｐ：４．０〜６．５で且つ、Ｂ：０．００５％〜０．０７０％であり、残部がＣｕ及び不可避的不純物から成ることを特徴とする熱間加工性に優れた銅合金。
【請求項２】
質量割合にて、Ｎｉ：１．０％〜２．０％、Ｐ：０．１％〜０．５％を含有し、ＮｉとＰの含有量比率Ｎｉ／Ｐ：４．０〜６．５で且つ、Ｂ：０．００５％〜０．０７０％であり、更にＳｎ及びＩｎのうち１種以上を合計で０．０１％以上１．０％以下含み、残部がＣｕ及び不可避的不純物から成ることを特徴とする熱間加工性に優れた銅合金。
【請求項３】
長径５〜５０μｍの介在物の個数が１ｍｍ2当たり１００個以下であり、且つ長径５０μｍを超える介在物の個数が１ｍｍ2当たり０個である請求項１又は２に記載の熱間加工性に優れた銅合金。
【請求項４】
鋳造時の１１００℃から９５０℃の平均冷却速度が２０℃／分以上である請求項１〜３いずれか１項記載の熱間加工性に優れた銅合金の製造方法。
【請求項５】
鋳造時の１１００℃から９５０℃の平均冷却速度が３０℃／分以上である請求項４に記載された製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高強度、高導電性の電子機器部品用の、熱間加工性に優れた銅合金に関するものであり、特に小型、高集積化された半導体機器リード用及び端子コネクタ用銅合金において、曲げ加工性を損なうことなく特に強度、導電性に優れた、熱間加工性に優れた電子部品用銅合金に関する。
【背景技術】
【０００２】
銅及び銅合金は、コネクタ、リード端子等の電子部品及びフレキシブル回路基板用として多用途に亘って幅広く利用されている材料であり、急速に展開するＩＴ化による情報機器の高機能化及び小型化・薄肉化に対応して更なる特性（強度、曲げ加工性、導電性）の向上を要求されている。
又、ＩＣの高集積化に伴い、消費電力の高い半導体素子が多く使用されるようになり、半導体機器のリードフレーム材には、放熱性（導電性）の良いＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系やＣｕ−Ｆｅ−Ｐ、Ｃｕ−Ｃｒ−Ｓｎ、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｐ等の析出型合金が使用されるようになった。上記Ｃｕ−Ｎｉ−Ｐ系合金はＮｉ−Ｐ系化合物の微細析出により強化が生じるが、特許文献１では合金中のＮｉ、Ｐ、Ｍｇ成分量を調整して、強度及び導電性、耐応力緩和性を備えた合金を得たことが報告されている。
【０００３】
【特許文献１】特開２０００−２７３５６２号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
一般に、銅合金の鋳造、例えば連続或いは半連続鋳造において、鋳塊はモールドにより抜熱され、塊の表層の数ｍｍを除いて内部はやや時間をかけて凝固する。この際に、凝固時及び凝固後の冷却過程で限界を超えて含有された合金元素が結晶粒界及び結晶粒内に晶出又は析出する。１．０％以上のＮｉ及び０．２％以上のＰを含有する銅合金は、高強度高導電という長所を有するが、室温においてはＣｕ母相への固溶限以上のＮｉ−Ｐ成分を多く含有しているため、鋳塊を製造すると通常はＮｉ−Ｐ系化合物が結晶粒界に晶出又は析出してしまう。そして、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｐ系合金の結晶粒界に晶出又は析出したＮｉ−Ｐ系化合物は母相のＣｕより融点が低いため、これら銅合金の凝固は不均一なものとなり内部歪が発生し、その応力や外力によりＮｉ−Ｐ系化合物の部分で破壊が生じ、鋳造、冷却段階での割れを引き起こす。又、熱間圧延の加熱時にもＮｉ−Ｐ系化合物が母相よりも先に軟化又は液相化するため同様に割れが生じる。
しかし、特許文献１のＣｕ−Ｎｉ−Ｐ系合金の組成はＮｉが０．０１〜１．０％、Ｐが０．０１〜０．２％であるため上記問題は特に意識されていなかった。
本発明の目的は、鋳造、冷却、熱間加工加熱又は熱間加工中に発生する割れを防止し、高温延性に優れており熱間加工性が良好なＣｕ−Ｎｉ−Ｐ系合金を提供しようとするものである。
【課題を解決するための手段】
【０００５】
本発明者らは上記の目的を達成すべく、研究を重ねた結果、下記構成を特定することにより優れた熱間加工性と優れた強度及び導電性を具備するＣｕ−Ｎｉ−Ｐ系合金が得られることを見出した。
本発明は銅合金においてＮｉ：１．０％以上２．０％以下（本明細書では、成分割合を表す％は質量％とする）、Ｐ：０．１５％以上０．５０％以下を含有し、ＮｉとＰの含有量比率Ｎｉ／Ｐ：４．０以上６．５以下で且つ、Ｂ：０．００５％以上０．０７０％以下で残部がＣｕ及び不可避的不純物から成ることを特徴とする熱間加工性に優れた銅合金であり、好ましくは長径５〜５０μｍの介在物の個数が１ｍｍ2当たり１００個以下であり、且つ長径５０μｍを超える介在物の個数が１ｍｍ2当たり０個である銅合金、並びに鋳造時の１１００℃から９５０℃の冷却速度が２０℃／分以上であることを特徴とする上記熱間加工性に優れた銅合金の製造方法に関する。
【発明の効果】
【０００６】
本発明は、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｐ系合金にＢを特定量添加することによって、Ｎｉ−Ｐ系化合物の結晶粒界への晶出又は析出を抑制し、好ましくは鋳造時の冷却速度を制御することで粗大なＮｉ−Ｐ−Ｂ系及びＰ−Ｂ系化合物の生成を抑制する。上記構成を採用することによって、本発明は粒界の高温脆性を改善して熱間加工性の向上を図ったものである。
本発明の熱間加工性に優れた銅合金は高強度高導電電子機器用として優れた効果を奏する。
【発明を実施するための最良の形態】
【０００７】
次に、本発明において銅合金の成分組成の数値範囲を限定した理由をその作用と共に説明する。
［Ｎｉ量］
Ｎｉは合金の強度及び耐熱性を確保する作用があると共に後述するＰとのＮｉ−Ｐ系化合物を析出させ、合金の強度上昇に寄与する。しかし、その含有量が１．０％未満であると所望の強度が得られず、一方、２．０％を超えてＮｉを含有させると熱間加工性が低下すると共に製品の曲げ加工性及び導電率の低下が顕著となる。更にその上、長径の大きなＮｉ−Ｐ系析出物の面積率を増してしまい好ましくない。Ｎｉ及びＰの含有量和（Ｎｉ＋Ｐ）が２．５％を超えると粗大粒子の晶出量が増大し、更に時効処理での析出が顕著になり大きさ５０ｎｍ以下の微細なＮｉ−Ｐの析出の制御が難しくなる。従って本発明の合金のＮｉ含有量は１．０％〜２．０％、好ましくは１．１〜１．８％である。
【０００８】
［Ｐ量］
Ｐは、Ｎｉとの化合物を析出して合金の強度及び耐熱性を向上させる。Ｐ含有量が０．１５％未満であると化合物の析出が不充分であるため、所望の強度が得られない。一方、Ｐ含有量が０．５％を超えて含有させると熱間加工性が低下すると共に導電率の低下が顕著となる。更にその上、長径の大きなＮｉ−Ｐ系析出物の面積率を増してしまい好ましくない。従って本発明の合金のＰ含有量は０．１５％〜０．５％、好ましくは０．２〜０．４％である。
【０００９】
［Ｎｉ／Ｐ比］
ＮｉとＰの含有量が上記の限定範囲内にあってもＮｉとＰの含有比率Ｎｉ／ＰがＮｉ−Ｐ系化合物の適切な化学量論的組成比から外れると、すなわち、４．０未満の場合にはＰの、６．５を超えた場合にはＮｉの固溶する量が増大してしまい、導電率の低下が顕著となり好ましくない。従って本発明の合金のＮｉ／Ｐ比は４．０以上６．５以下、好ましくは４．５〜６．０である。
【００１０】
［Ｎｉ−Ｐ系析出物の大きさと面積率］
Ｎｉ−Ｐ系析出物の長径をａ（ｎｍ）、短径をｂ（ｎｍ）とすると、最終冷間圧延前のａが２０ｎｍ未満の析出物は、加工歪η＝２以上の圧延加工を行うと、析出物が銅中に再固溶してしまい導電率を低下させてしまい好ましくない。一方、最終冷間圧延前のａが２０ｎｍ以上の析出物は、加工歪η＝２以上の圧延加工でも再固溶しにくく、１０ｎｍ以上の析出物として存在する。上記２０ｎｍ以上の析出物は圧延前後で大きさの変化が少なく、特に圧延前の長径ａが５０ｎｍを超える析出物は圧延後の５０ｎｍを超える長径を保ち、合金中の析出物の分散間隔が大きくなりすぎるため析出強化効果が得られなくなる。
尚、長径ａ及び短径ｂは最終冷間圧延前の合金条を圧延方向に平行に厚み直角に切断し、断面画像を画像解析装置を用いて長径ａが５ｎｍ以上の析出物のすべてについて測定した全析出物の長径及び短径それぞれの平均値である。又、加工歪ηは、圧延前の板厚をｔ0、圧延後の板厚をｔとした場合、η＝ｌｎ（ｔ0／ｔ）で表される。
上記より、本発明の合金の最終冷間圧延前のＮｉ−Ｐ系析出物の大きさは、好ましくは長径ａが２０ｎｍ〜５０ｎｍである。
又析出物のアスペクト比をａ／ｂで表すと、ａ／ｂが５を超える場合には、η＝２以上の圧延加工を行うと析出物が銅中に再固溶してしまい導電率を低下させてしまう。従って析出物のアスペクト比ａ／ｂは、好ましくは１〜５、更に好ましくは１〜３である。
強度及び導電率の低下を防ぐために好ましくは、最終冷間圧延後のａは１０ｎｍ〜５０ｎｍかつａ／ｂは１〜５である。
【００１１】
しかしながら、全ての析出物を上記ａ及びａ／ｂの好ましい範囲内にすることは困難であるため、上記ａ及びａ／ｂの範囲となる析出物の全析出物に対する割合が重要になる。そこで、合金中の全析出物の面積総和に対する、上記ａ及びａ／ｂの好ましい範囲にある析出物の面積総和の割合を面積率Ｃとすると、本発明の面積率Ｃは好ましくは８０％以上である。
面積率Ｃが８０％未満の場合とは、ａが５０ｎｍを超える析出物又は２０ｎｍ未満の析出物が多く存在する場合である。例えば、ａが５０ｎｍを超える析出物や溶解鋳造時に生じた晶出物が熱間圧延や溶体化処理で固溶せずに残存した１０００ｎｍ以上のＮｉ−Ｐ系の粒子（晶出物）が多く存在する時には、強度向上に寄与する大きさ２０から５０ｎｍの微細な析出物の数が少なく分散間隔が大きいため、圧延加工での加工硬化によっての所望の強度は得られない。一方、ａが２０ｎｍ未満の析出物は、圧延加工での加工によって再固溶してしまうため、やはり所望の強度は得られない。
【００１２】
［Ｂ量］
Ｂは、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｐ系合金の凝固時や凝固後の冷却過程及び熱間加工の加熱時にＮｉ−Ｐ系化合物の結晶粒界への晶出又は析出を抑制し、合金の熱間加工性を向上させる。しかし、その含有量が０．００５％未満であると熱間加工性の改善効果が得られず、一方、０．０７０％を超えてＢを含有させるとＮｉ−Ｐ−Ｂ、Ｂ−Ｐ等の化合物が介在物として溶解中又は凝固中に生じてしまう。これらのＢを含む化合物は、通常結晶粒界に集約化、粗大化を伴って晶出又は析出して溶体化処理でＣｕ母相中に固溶しないため、時効処理で析出するＮｉ−Ｐ系化合物が減少し、合金の強度低下を招く。更にＮｉ−Ｐ−Ｂ、Ｂ−Ｐ等の化合物は、製品では長径５μｍ以上の介在物となって製品に残存し、製品の表面欠陥、曲げ加工時の割れの起点、めっき処理時の欠陥の起点になるため、好ましくない。従って、本発明の合金のＢ含有量は、０．００５％〜０．０７０％以下、好ましくは０．００７％〜０．０６０％である。
【００１３】
［介在物］
本発明の「介在物」とは、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｐ系合金中の結晶粒界及び／又は結晶粒内に晶出若しくは析出した、Ｎｉ−Ｐ−Ｂ化合物、Ｂ−Ｐ化合物等を主成分とする晶出物を意味し、結晶粒内に晶出又は析出する微細Ｎｉ−Ｐ系化合物を含むものではない。介在物の長径とは、圧延平行断面での大きさ５μｍ以上の介在物の平均長径を言う。
長径５０μｍを超える介在物が存在すると曲げ加工時の割れの起点となり製品の曲げ加工性を劣化させる。従って本発明の銅合金は、好ましくは長径５０μｍを超える介在物の個数が１ｍｍ2当たり０個である。又、長径５〜５０μｍの介在物が存在すると介在物中に含まれるＢ量が増大し、Ｂの添加目的であるＮｉ−Ｐ系化合物の結晶粒界への晶出を抑制する効果が得られなくなる。従って本発明の銅合金は、好ましくは長径５〜５０μｍの介在物の個数が１ｍｍ2当たり１００個以下、更に好ましくは５０個以下である。
【００１４】
［Ｓｎ、Ｉｎ量］
Ｓｎ及びＩｎ量は、いずれも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。従って必要に応じてこれらの金属を１種類以上添加するが、その含有量が総量で０．０１％未満であると固溶強化による強度向上の効果が得られず、一方、総量で１．０％以上を添加すると合金の導電率及び曲げ加工性低下が顕著になる。このため、単独添加又は２種類以上の複合添加されるＳｎ及びＩｎ量は、０．０１％〜１．０％、好ましくは総量で０．０５％〜０．８％である。なお、これらの元素は本発明においては、意図的に添加される元素であり、不可避的不純物とはみなさない。
［Ｏ量］
Ｏは、Ｂと合金中で反応しやすく、Ｏが合金中に酸化物の状態で存在するとＢ添加効果が得られない。従って、本発明の合金のＯ含有量は、０．００５０％以下、好ましくは０．００３０％以下である。
【００１５】
［引張強さ及び導電率］
本発明の銅合金は熱間加工性に優れ、更に優れた導電性、引張強さ、曲げ加工性を兼備する。本発明の銅合金の引張強さは、好ましくは７００ＭＰａ以上、更に好ましくは７５０ＭＰａ以上であり、その上限は通常９５０ＭＰａ程度である。又、導電率は好ましくは４０％ＩＡＣＳ以上、更に好ましくは４０％ＩＡＣＳ以上であり、その上限は通常６５％ＩＡＣＳ程度である。
【００１６】
［凝固時の冷却速度と介在物の大きさ］
上記本発明の要件を満たすＣｕ−Ｎｉ−Ｐ系合金は、通常当業者が製造において採用する、インゴット鋳造、熱間圧延、溶体化処理、中間冷間圧延、時効処理、最終冷間圧延、歪取り焼鈍等において、適宜加熱温度、時間、冷却速度、圧延加工度等を選択することにより製造することが出来る。通常行われる連続又は半連続鋳造における凝固速度は、凝固段階で採用する装置、方式により異なり、かつ冷却均一化手段を採用しない置き注ぎ式などの場合、鋳塊の外側と内側とで差異が生じる。例えば、鉄製の鋳型（φ７００×ｈ１５００ｍｍ）に溶銅を注いで凝固する置き注ぎ式の場合、１１００℃から９５０℃の冷却速度は１℃／分程度である。
本発明の銅合金の鋳造時における凝固温度範囲は好ましくは１１００℃から９５０℃であり、この冷却温度範囲での冷却速度が遅いとＮｉ−Ｐ−Ｂ系及び／又はＰ−Ｂ系化合物が凝固段階で粗大に生成しやすく、Ｂ添加による熱間延性の向上が認められないおそれがある。
【００１７】
上記Ｎｉ−Ｐ−Ｂ系及び／又はＰ−Ｂ系化合物を主成分とする介在物個数と熱間延性には、次に示す相関が認められた。鋳造、凝固段階での１１００℃から９５０℃の冷却速度が２０℃／分未満の鋳塊を８５０℃に１時間加熱後、水冷して得られた試料の介在物の計測結果では、長径５〜５０μｍの介在物の個数が１ｍｍ2当たり１００個以上であるか、又は長径５０μｍを超える介在物の個数が１ｍｍ2当たり１個以上の場合、Ｂを所定量添加した合金でも８５０℃の熱間圧延で割れが発生した。従って、鋳造、凝固段階での１１００℃から９５０℃の冷却速度は２０℃／分以上が好ましい。更に、合金の曲げ加工性を劣化させないためにはＮｉ−Ｐ−Ｂ系化合物、Ｐ−Ｂ系化合物の粗大析出化を抑制するため、鋳造、凝固段階での１１００℃から９５０℃の冷却速度は３０℃／分以上が好ましい。尚、１５００℃／分を超える冷却速度は凝固収縮部への溶銅供給が間に合わず引け巣による欠陥が増大するため好ましくない。
【実施例】
【００１８】
本発明例及び比較例１〜１８
試料の製造（ａ）：
電気銅或いは無酸素銅を主原料とし、ニッケル（Ｎｉ）、１５％Ｐ−Ｃｕ母合金（Ｐ）、２％Ｂ−Ｃｕ母合金（Ｂ）、錫（Ｓｎ）、インジウム（Ｉｎ）を副原料とし、高周波溶解炉にて真空中又はアルゴン雰囲気中で溶解し、材質鋳鉄製の鋳型を使用して４５×４５×９０ｍｍのインゴットに鋳造した。インゴットの熱間圧延試験を行い、熱間圧延で割れが発生しなかったインゴットは、熱間圧延及び溶体化処理、時効処理、中間冷間圧延、時効処理、最終冷間圧延、歪取り焼鈍の順に実施し、厚さ０．１５ｍｍの平板とした。得られた板材各種の試験片を採取して試験を行い、「強度」及び「導電率」の評価を行った。
【００１９】
インゴットの熱間加工性評価（ａ）：
「熱間加工性」は、熱間圧延によって評価した。即ち、インゴットを４５×４５×２５ｍｍに切断し、８５０℃に１時間加熱後、厚さ２５ｍｍから５ｍｍまで３パスで熱間圧延試験を行った。熱間圧延後の試料の表面及びエッジについて目視により割れが認められた場合を、“割れ有り”、表面及びエッジに割れが無く、平滑な場合を、“割れなし”とした。
【００２０】
試験片の物性評価（ａ）：
「強度」については、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に規定された引張試験により１３号Ｂ試験片を用いて行い、引張強さを測定した。
「導電率」は４端子法を用いて試験片の電気抵抗を測定し、％ＩＡＣＳで表示した。
【００２１】
Ｎｉ−Ｐ系析出物の評価（ａ）；
最終冷間圧延前の合金条を圧延方向に平行に厚み直角に切断し、走査型電子顕微鏡及び透過型電子顕微鏡を使用して、断面の析出物を１０視野観察した。析出物の大きさが５〜５０ｎｍの場合は５０万倍〜７０万倍の視野（約１．４×１０10〜２．０×１０10ｎｍ2）、１００〜２０００ｎｍの場合は５万倍〜１０万倍の視野（約１．０×１０13〜２．０×１０13ｎｍ2）で撮影を行った。撮影した写真の画像を画像解析装置（株式会社ニレコ製、商品名ルーゼックス）を用いて長径ａが５ｎｍ以上の析出物のすべてについて個々に長径ａ、短径ｂ、及び面積を測定した。これら析出物からランダムに１００個選び、全析出物の長径の平均ａtaと短径の平均ｂta及びこれらから求めた平均のアスペクト比ａta／ｂtaを得て、それぞれ長径ａ、短径ｂ及びアスペクト比ａ／ｂとした。長径ａが５μｍ以上の全ての析出物の面積の総和を全析出物の総面積とした。その全析出物の総面積に対して、長径ａが１０ｎｍ〜５０ｎｍ、アスペクト比ａ／ｂが１〜５である析出物の面積総和の割合を面積率Ｃ（％）とした。
尚、最終冷間圧延（通常は加工歪η＝２以上）により、長径２０ｎｍ以下のＮｉ−Ｐ系析出物又は長径２０ｎｍを超えているがアスペクト比が３を超える析出物は固溶してしまうが、２０ｎｍ以上かつアスペクト比が１〜３の析出物は最終冷間圧延後もその長径、短径及びアスペクト比を保つことを確認した。又、析出物の面積率Ｃも、２００ｎｍを超える析出物は固溶しないため最終冷間圧延後もほとんど変化しなかった。
【００２２】
本発明に係る熱間加工性に優れた高強度高導電性銅合金の実施例を、表１に示す成分組成の銅合金について、比較例とともに説明する。
本発明の合金実施例１〜６は、熱間圧延時に割れが発生することなく、優れた強度及び導電率を具備していた。
一方、比較例７〜１８については、本発明の合金組成の範囲又はＮｉ／Ｐ比率から外れた成分での合金である。比較例７〜１０は、Ｂの添加がない又は規定量未満となっているために、熱間圧延で割れが生じた。比較例１１は、Ｎｉの添加量が２．０％を超えるため、比較例１２は、Ｐの添加量が０．５０％を超えるため、比較例１３は、ＳｎとＩｎの添加量の合計が１．０％を超えるため、比較例１４は、Ｓｎの添加量の合計が１．０％を超えるため、それぞれ熱間圧延時に割れが発生した。比較例１５は、Ｎｉ／Ｐ比が適切な組成比から低く外れるために、Ｐの固溶する量が増大して導電率の低下が生じた。比較例１６は、Ｎｉ／Ｐ比が適切な組成比から高く外れるために、Ｎｉの固溶する量が増大して導電率の低下が生じ、析出量が少ないため強度も低い。比較例１７は、Ｂ添加量が０．０７０％を超えるため、Ｎｉ−Ｐ−Ｂ、Ｂ−Ｐ等の化合物が凝固時に晶出又は析出したことにより、Ｎｉ−Ｐ系の析出物量が減少し、強度も導電率も低く、曲げ加工性が劣る。比較例１８はＮｉ及びＰの添加量が本発明の規定する範囲から低く外れるため、強度が低い。
熱間圧延試験後の外観写真図１〜４に示す。図１は本発明例３、図２は比較例８、図３は比較例９、図４は比較例１０の試料である。
【００２３】
本発明例及び比較例１９〜３９
試料の製造（ｂ）：
電気銅或いは無酸素銅を主原料とし、ニッケル（Ｎｉ）、１５％Ｐ−Ｃｕ母合金（Ｐ）、２％Ｂ−Ｃｕ母合金（Ｂ）、錫（Ｓｎ）、インジウム（Ｉｎ）を副原料とし、高周波溶解炉にて真空中又はアルゴン雰囲気中で溶解し、４５×４５×９０ｍｍまたはφ５０×９０ｍｍのインゴットに鋳造した。鋳造、凝固時の冷却速度を変化させるため、鋳型の材質を鋳鉄、アルミナ、シリカ製とした。鋳型の中心部に熱電対を挿入して鋳造、凝固時の１１００から９５０℃の冷却速度を測定した結果、鋳鉄鋳型は３４０℃／分、アルミナ鋳型は８５℃／分、シリカ鋳型は３３℃／分であった。冷却速度２０℃／分以下のインゴットを作製するため、一方向凝固装置で２０℃／分、１５及び１０℃／分の冷却速度のインゴットを得た。インゴットの熱間圧延試験を行い、熱間圧延で割れが発生しなかったインゴットは、熱間圧延及び溶体化処理、時効処理、中間冷間圧延、時効処理、最終冷間圧延、歪取り焼鈍の順に実施し、厚さ０．１０ｍｍの平板とした。得られた板材各種の試験片を採取して試験を行い、「強度」、「導電率」及び「曲げ加工性」の評価を行った。
【００２４】
インゴットの熱間加工性評価（ｂ）：
インゴットを４５×４５×４５ｍｍまたはφ５０×４５ｍｍに切断し、８５０℃に１時間加熱後、厚さ４５ｍｍから１２ｍｍまで４パスで熱間圧延試験を行った以外は上記インゴットの熱間加工性評価Ａと同様に行った。
【００２５】
試験片の介在物評価（ｂ）：
試料中の介在物の評価はインゴットを熱間圧延及び溶体化処理、時効処理、中間冷間圧延、時効処理、最終冷間圧延、歪取り焼鈍の順に実施し、厚さ０．１０ｍｍの平板試料の圧延平行断面を鏡面研磨して、電子顕微鏡SEM像の５００倍で大きさ５μｍ以上の介在物を５視野(約０．３５ｍｍ2)観察し、１ｍｍ2当たりの介在物個数を算出した。一方、インゴットの熱間加工性評価で割れが生じたものについてはインゴットを８５０℃に１時間加熱後、水冷した試料で介在物の評価を行った。試料を鏡面研磨して、前述の平板試料と同様に電子顕微鏡で介在物を観察し、１ｍｍ2当たりの介在物個数を算出した。熱間加工性が良好であった合金について、平板試料とインゴットを８５０℃１時間加熱後、水冷した試料で介在物個数を比較したところ、ほぼ同等の結果が得られた。
【００２６】
試験片の物性評価（ｂ）：
「強度」については、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に規定された引張試験により１３号Ｂ試験片を用いて行い、引張強さを測定した。「導電率」はダブルブリッジ法を用いて試験片の電気抵抗を測定し、％ＩＡＣＳで表示した。「曲げ加工性」は９０度Ｗ曲げ試験で評価した。試験はＣＥＳ−Ｍ０００２−６に準拠し、Ｒ−０．１ｍｍの治具を使用して５０ｋＮの荷重で９０度曲げ加工を行った。曲げ部の評価は、中央部山表面の状況を光学顕微鏡で観察して割れが発生したものを×、シワが発生したものを△、良好なものを○とした。曲げ軸は圧延方向に対して直角（Ｇｏｏｄ  ｗａｙ）とした。
【００２７】
本発明に係る熱間加工性に優れた高強度高導電性銅合金の実施例を、表１に示す成分組成の銅合金について、比較例とともに説明する。
本発明の合金実施例１９〜２６は、熱間圧延時に割れが発生することなく、優れた強度及び導電率を具備していた。本発明例２２は鋳造時の冷却速度が２０℃／分と遅いため、他の本発明例に比較して介在物個数が多く、曲げ加工性が若干劣る。
一方、比較例９〜２１までの結果を検討すると、比較例２７〜３９については、本発明の合金組成の範囲又はＮｉ／Ｐ比率から外れた成分での合金である。比較例２７〜２９は、Ｂの添加がない又は規定量未満となっているために、熱間圧延で割れが生じた。比較例３０は、Ｎｉの添加量が２．０％を超えるため、比較例３１は、Ｐの添加量が０．５０％を超えるため、比較例３２は、ＳｎとＩｎの添加量の合計が１．０％を超えるため、比較例３３は、Ｓｎの添加量の合計が１．０％を超えるため、それぞれ熱間圧延時に割れが発生した。比較例３４は、Ｎｉ／Ｐ比が適切な組成比から低く外れるために、Ｐの固溶する量が増大して導電率の低下が生じた。比較例３５は、Ｎｉ／Ｐ比が適切な組成比から高く外れるために、Ｎｉの固溶する量が増大して導電率の低下が生じ、析出量が少ないため強度も低い。比較例３６は、Ｂ添加量が０．０７０％を超えるため、Ｎｉ−Ｐ−Ｂ、Ｂ−Ｐ等の化合物が凝固時に晶出又は析出したことにより、Ｎｉ−Ｐ系の析出物量が減少し、強度と導電率が低く、曲げ加工性が劣る。比較例３７〜３９は鋳造時の冷却速度が２０℃／分未満と規定値より遅いため、熱間圧延で割れが発生した。
【００２８】
【表１】
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【００２９】
【表２】
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【図面の簡単な説明】
【００３０】
【図１】本発明例３における熱間圧延試験後の試料エッジ部の外観写真である。
【図２】比較例８における熱間圧延試験後の試料エッジ部の外観写真である。
【図３】比較例９における熱間圧延試験後の試料エッジ部の外観写真である。
【図４】比較例１０における熱間圧延試験後の試料エッジ部の外観写真である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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