(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｎｉ：１．０〜４．５質量％、Ｓｉ：０．５０〜１．２質量％、Ｃｏ：０．１〜２．５質量％、Ｃｒ：０．００３〜０．３質量％、を含有し、ＮｉとＣｏの合計質量のＳｉに対する質量濃度比（［Ｎｉ＋Ｃｏ］／Ｓｉ比）が４≦［Ｎｉ＋Ｃｏ］／Ｓｉ≦５であり、残部Ｃｕおよび不可避的不純物から構成される電子材料用銅合金であって、材料中に分散する大きさが０．１μｍ〜５μｍのＣｒ−Ｓｉ化合物について、その分散粒子中のＳｉに対するＣｒの原子濃度比が１〜５であって、その分散密度が１×１０4個／ｍｍ2を超え、１×１０6個／ｍｍ2以下である電子材料用銅合金。
【請求項２】
材料中に分散する大きさが５μｍを超えるＣｒ−Ｓｉ化合物について、その分散密度が５０個/ｍｍ2以下である請求項１の電子材料用銅合金。
【請求項３】
更にＳｎ、及びＺｎから選択される１種又は２種以上を０．０５〜２．０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、Ｐ、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０．００１〜２．０質量％含有する請求項１〜３の何れか一項に記載の電子材料用銅合金。
【請求項５】
請求項１〜４の何れか一項に記載の銅合金を用いた伸銅品。
【請求項６】
請求項１〜４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−Ｃｒ系合金に関する。
【背景技術】
【０００２】
リードフレーム、コネクタ、ピン、端子、リレー、スイッチ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、近年、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、応力緩和特性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】
Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金はＣｏとＣｒを添加することによって特性の向上が図られることが知られている。ＣｏとＣｒはＮｉと同様にＳｉと化合物を形成し、強度を向上させることができる。
特開２００６−２８３１２０号公報（特許文献１）には、ＣｏとＣｒを含むＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金の特性（特に強度と導電率）が、ある組成条件および製造条件の下で介在物の大きさ、組成、分布を制御した場合に飛躍的に向上するとされている。具体的には、Ｎｉ：０．５〜２．５質量％、Ｃｏ：０．５〜２．５質量％、及びＳｉ：０．３０〜１．２質量％、Ｃｒ：０．０９〜０．５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る銅合金において、該合金組成中のＮｉとＣｏの合計量のＳｉに対する質量濃度比（［Ｎｉ＋Ｃｏ］／Ｓｉ比）が４≦［Ｎｉ＋Ｃｏ］／Ｓｉ≦５、該合金組成中のＮｉとＣｏの質量濃度比（Ｎｉ／Ｃｏ比）が０．５≦Ｎｉ／Ｃｏ≦２であり、材料中に分散する大きさが１μｍ以上の介在物の個数（Ｐ）、そのうち、含有炭素濃度が１０質量％以上である介在物の個数（Ｐｃ）について、Ｐｃが１５個／１０００μｍ２以下かつ、その比（Ｐｃ／Ｐ）が０．３以下であることを特徴とする電子材料用Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ−Ｃｏ−Ｃｒ系銅合金が記載されている。
【０００６】
また、特開２００５−１１３１８０号公報（特許文献２）はＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金ではないが、銅合金中で析出するＣｒとＳｉの化合物に着眼している。これによれば、Ｃｕマトリックス中に所定の大きさ及び個数密度を有するＣｒＳｉ化合物を微細に析出させること及びＣｒＳｉ以外のＣｒ化合物の大きさを制限することでプレス打抜き加工性を改善しながら、エッチング加工性を確保することができるとされている。そして、Ｃｒ：０．１〜０．２５重量％、Ｓｉ：０．００５〜０．１重量％、Ｚｎ：０．１〜０．５重量％、Ｓｎ：０．０５〜０．５重量％を含み、ＣｒとＳｉの重量比が３〜２５で残部がＣｕおよび不可避的不純物から成る銅合金において、銅母相中に０．０５μｍ〜１０μｍの大きさを有するＣｒＳｉ化合物が１×１０3〜５×１０5個／ｍｍ2の個数密度で存在し、且つ、Ｃｒ化合物（ＣｒＳｉ化合物以外）の大きさを１０μｍ以下とするエッチング加工性および打ち抜き加工性に優れた電子機器用銅合金が記載されている。当該銅合金を製造する上では熱間加工前の加熱処理温度は８５０℃〜９８０℃とし、熱間加工後に冷間加工と４００℃から６００℃の温度での熱処理との組み合わせによる工程を一回、若しくは、繰返し複数回施すことが必要であるとされる。
【０００７】
【特許文献１】特開２００６−２８３１２０号公報
【特許文献２】特開２００５−１１３１８０号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
近年の電子部品の急速な高集積化と小型化・薄肉化における材料特性の飛躍的な向上の要求は、本発明の合金系であるＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ−Ｃｏ−Ｃｒ系合金も同様である。
しかしながら、特許文献１にはＣｒ−Ｓｉ化合物に関する記載は見当たらない。
【０００９】
特許文献２では、Ｃｒ−Ｓｉ化合物の個数密度と大きさを制御することでエッチング加工性および打ち抜き加工性を改善するとの記載はあるが、Ｎｉが添加されていないことからＮｉ−Ｓｉ化合物やＣｏ−Ｓｉ化合物の形成を考慮することなく、Ｃｒ−Ｓｉ化合物形成のみの条件を考えればよく、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ−Ｃｏ−Ｃｒ系合金において、Ｃｒ−Ｓｉ化合物を如何に制御するかについては検討がなされていない。
そこで、本発明の課題は、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ−Ｃｏ−Ｃｒ系合金においてＣｒ−Ｓｉ化合物の析出状態を制御することで特性の向上を図ることである。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明者は上記課題を解決するために鋭意研究を行った結果、以下の発明を見出した。Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ−Ｃｏ−Ｃｒ系合金においてＮｉ及びＣｏに対してＳｉが過剰となる組成とし、Ｎｉ添加分のＮｉシリサイドとＣｏ添加分のＣｏシリサイドを確実に析出させて高強度化させる一方、過剰となったＳｉを添加したＣｒとの化合物として生成させ、高導電化を図る。そして本発明の重要なポイントは、ＣｒとＳｉとの化合が成長しすぎて、Ｎｉ及びＣｏと化合するべきＳｉが不足しないようにＣｒ−Ｓｉ化合物の成長を制御することにある。具体的には、本発明者はＣｒ-Ｓｉ化合物の組成と大きさ、個数密度に着目するに至り、熱処理工程の温度と冷却速度を制御することでその効果をより良く引き出すことができることを見出した。
【００１１】
すなわち、本発明は
（１）Ｎｉ：１．０〜４．５質量％、Ｓｉ：０．５０〜１．２質量％、Ｃｏ：０．１〜２．５質量％、Ｃｒ：０．００３〜０．３質量％、を含有し、ＮｉとＣｏの合計質量のＳｉに対する質量濃度比（［Ｎｉ＋Ｃｏ］／Ｓｉ比）が４≦［Ｎｉ＋Ｃｏ］／Ｓｉ≦５であり、残部Ｃｕおよび不可避的不純物から構成される電子材料用銅合金であって、材料中に分散する大きさが０．１μｍ〜５μｍのＣｒ−Ｓｉ化合物について、その分散粒子中のＳｉに対するＣｒの原子濃度比が１〜５であって、その分散密度が１×１０4個／ｍｍ2を超え、１×１０6個／ｍｍ2以下である電子材料用銅合金
（２）材料中に分散する大きさが５μｍを超えるＣｒ−Ｓｉ化合物について、その分散密度が５０個／ｍｍ2以下である（１）の電子材料用銅合金
（３）更にＳｎ、及びＺｎから選択される１種又は２種以上を０．０５〜２．０質量％含有する（１）又は（２）に記載の電子材料用銅合金
（４）更にＭｇ、Ｍｎ、Ａｇ、Ｐ、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０．００１〜２．０質量％含有する（１）〜（３）の何れかに記載の電子材料用銅合金
（５）上記（１）〜（４）の何れかに記載の銅合金を用いた伸銅品
（６）上記（１）〜（５）の何れかに記載の銅合金を用いた電子機器部品
である。
【発明の効果】
【００１２】
本発明によれば、合金元素であるＣｒ添加の効果がより良く発揮されるため、強度及び導電率が向上した電子材料用Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ−Ｃｏ−Ｃｒ系合金が得られる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１３】
（１）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。以下、Ｎｉ、Ｃｏ及びＳｉの個々の添加量について説明する。
Ｎｉ及びＣｏ についてはＮｉ：１．０〜４．５質量％、Ｃｏ：０．１〜２．５質量％ とすることが電子材料用銅合金として適当な強度と導電率を満たすために必要であり、好ましくはＮｉ：１ ．０〜２．０質量％、Ｃｏ：１．０〜２．０質量％、より好ましくはＮｉ：１．２〜１ ．８質量％、Ｃｏ：１．２〜１．８質量％ 、ある。しかし夫々Ｎｉ：０．５質量％、Ｃ ｏ：０．５質量％未満だと所望の強度を得られず、逆にＮｉ：２．５質量％、Ｃｏ：２ ．５質量％ を超えると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低下するので好ましくない。
Ｓｉについては０．３０〜１．２質量％とすることが目標とする強度と導電率を満たすために必要であり、好ましくは０．５〜０．８質量％である。しかし０．３％未満では所望の強度が得られず、１．２質量％を超えると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低下するので好ましくない。
【００１４】
本発明では、更に合金組成中のＮｉとＣｏの総量のＳｉに対する重量濃度比（[Ｎｉ＋Ｃｏ]／Ｓｉ）を規定した。
本発明ではＮｉ／Ｓｉ比を従来報告されている規定範囲３≦Ｎｉ／Ｓｉ≦７の低い側に設定することにより、すなわちＳｉを少し多目に添加することにより、Ｎｉ、Ｃｏを余すことなく、シリサイド化して、析出に寄与しない過剰Ｎｉ及びＣｏの固溶による導電率の低下を軽減できる。しかし、重量濃度比が［Ｎｉ＋Ｃｏ］／Ｓｉ＜４の場合では、今度はＳｉの比率が高過ぎるため固溶Ｓｉにより導電率が低下するだけでなく、焼鈍工程において材料表層にＳｉＯ2の酸化皮膜を形成するため半田付け性が劣化する。また、強化に寄与しないＮｉ−Ｃｏ−Ｓｉ系析出粒子が粗大化しやすくなり、強度に寄与せず、逆に曲げ加工時の割れ発生の起点やめっき不良部となりやすい。一方Ｓｉに対するＮｉ及びＣｏの割合を高くしていき、［Ｎｉ＋Ｃｏ］／Ｓｉ＞５となると導電率が著しく低下し、電子材料用として好ましくない。
よって本発明では、合金組成中の［Ｎｉ＋Ｃｏ］）／Ｓｉ比を４≦［Ｎｉ＋Ｃｏ］／Ｓｉ≦５の範囲に制御する。
［Ｎｉ＋Ｃｏ］／Ｓｉ比は好ましくは４．２≦［Ｎｉ＋Ｃｏ］／Ｓｉ≦４．７である。
【００１５】
Ｎｉ及びＣｏは共にＳｉとの化合物生成に寄与するのみならず、相互に関係しあって合金特性を改善するものと考えられ、合金組成中のＮｉとＣｏの重量濃度比（Ｎｉ／Ｃｏ比）を制御することで更に特性を向上させることもできる。Ｎｉ／Ｃｏ比は好ましくは０．５≦Ｎｉ／Ｃｏ≦２の範囲とすることにより、強度の向上が顕著に見られる。より好ましくは０．８≦Ｎｉ／Ｃｏ≦１．３である。
【００１６】
Ｃｒの添加量
Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ−Ｃｏ系合金においてはＮｉ、Ｓｉ及びＣｏ濃度を上昇させると、析出粒子の総数が増加するので、析出強化による強度上昇が図れる。一方、添加濃度上昇に伴い、析出に寄与しない固溶量も増すので、導電率は低下し、結局時効析出のピーク強度は上昇するが、ピーク強度となる導電率は低下する。しかしながら、上記のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金にＣｒを０．００３〜０．３質量％、好ましくは０．０１〜０．１質量％添加すると最終特性において、同じＮｉ、Ｓｉ及びＣｏ濃度を有するＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ−Ｃｏ系合金と比べて強度を損なわずに導電率を上昇でき、更に熱間加工性が改善されて歩留が高くなる。
【００１７】
Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ−Ｃｏ系合金にＣｒを添加した場合に析出する粒子の組成はＣｒを主成分としたｂｃｃ構造の析出粒子を単体析出しやすいが、Ｓｉとの化合物も析出しやすい。Ｃｒは、適当な熱処理を施すことにより銅母相中でＳｉとの化合物であるクロムシリサイド（Ｃｒ3Ｓｉ等）を容易に析出することができるため、溶体化処理、冷延、時効処理を組み合わせて合金特性を作り込む工程でＮｉ2ＳｉやＣｏＳｉ2等として析出しなかった固溶Ｓｉ成分をＣｒ−Ｓｉ化合物として析出させることができる。このため、固溶Ｓｉによる導電率の低下を抑制し、強度を損なわずに導電率の上昇を図ることができる。
【００１８】
このとき、Ｃｒ粒子中のＳｉ濃度が低いと、母相にＳｉが残留するため導電率が低下し、一方Ｃｒ粒子中のＳｉ濃度が高いとＮｉ-Ｓｉ粒子やＣｏ−Ｓｉ粒子を析出するためのＳｉ濃度が減少するため強度が低下する。更に、Ｃｒ中のＳｉ濃度が高い場合には、粗大なＣｒ−Ｓｉ化合物が増え、曲げ、疲労強度などが劣化する。更に、溶体化後の冷却速度を徐冷したり、時効熱処理時間を過度に延長したりしてもＣｒ−Ｓｉ化合物が粗大化してＮｉ−Ｓｉ化合物を形成するＳｉ濃度が減少し、強化に寄与するＮｉ−Ｓｉ化合物が不足する。これはＣｕ中でのＳｉとＣｒの拡散速度がＮｉやＣｏよりも速いのでＣｒ−Ｓｉ化合物は粗大化しやすく、Ｃｒ−Ｓｉ化合物の析出速度は、Ｎｉ−Ｓｉ化合物及びやＣｏ−Ｓｉ粒子の析出速度より速くなるためである。
【００１９】
よって溶体化後の冷却速度を制御し、最大強度となる時効条件より高温、長時間となる条件を回避すれば、Ｃｒ−Ｓｉ化合物の組成と大きさと密度を制御できる。よってＣｒ濃度を０．００３質量％以上、０．３質量％とし、Ｃｒ−Ｓｉ化合物におけるＳｉに対するＣｒの原子濃度比を１〜５とした。
【００２０】
また、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、続く時効析出時に珪化物を生成する。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、珪化物を更に析出させることにより、従来のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ−Ｃｏ系合金に比べて、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。
【００２１】
Ｃｒ−Ｓｉ化合物の大きさ、分散密度
Ｃｒ−Ｓｉ化合物の大きさは、曲げ加工性および疲労強度等に影響を及ぼし、５μｍを超えるＣｒ−Ｓｉ化合物の分散密度が５０個／ｍｍ2を超える場合、または０．１〜５μｍのＣｒ−Ｓｉ化合物の分散密度が１×１０6個／ｍｍ2を超える場合には曲げ加工性や疲労強度が顕著に劣化する。更に個数密度は母相中のＳｉ濃度の過不足に影響するため、大きな粒子が多数個分散した状態では所望の強度特性が得られない。よって、５μｍを超えるＣｒ−Ｓｉ化合物の分散密度は５０個／ｍｍ2以下とするのがよく、好ましくは３０個／ｍｍ2以下とするのがよく、より好ましくは１０個／ｍｍ2以下とするのがよい。０．１〜５μｍのＣｒ−Ｓｉ化合物の分散密度は１×１０6個／ｍｍ2以下であればよく、好ましくは５×１０5個／ｍｍ2以下、より好ましくは１×１０5個／ｍｍ2以下であればよい。また、１×１０4個／ｍｍ2以下の場合はＣｒ添加による改善効果が小さいため、これを超えることが望ましく、典型的な実施形態では１×１０5個／ｍｍ2以上である。
【００２２】
Ｓｎ及びＺｎ
本発明に係るＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金にＳｎ及びＺｎから選択される１種又は２種以上を総量で０．０５〜２．０質量％添加することで強度、導電率を大きく損なわずに応力緩和特性等を改善できる。その添加量は、０．０５質量％未満では効果が不足し、２．０質量％を超えると鋳造性、熱間加工性などの製造性、製品の導電率を損なうので０．０５〜２．０質量％添加するのが好ましい。
【００２３】
その他の添加元素
Ｍｇ、Ｍｎ、Ａｇ、Ｐ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｅ、Ｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ａｌ及びＦｅ所定量を添加することで様々な効果を示すが、相互に補完し、強度、導電率だけでなく曲げ加工性、めっき性や鋳塊組織の微細化による熱間加工性の改善のような製造性をも改善する効果もあるので本発明に係るＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ−Ｃｏ−Ｃｒ系合金にこれらの１種又は２種以上を求められる特性に応じて総量を２．０質量％以下として適宜添加することができる。その添加量は、これらの元素の総量が０．００１質量％未満だと所望の効果が得られず、２．０質量％を超えると導電率の低下や製造性の劣化が顕著になるので総量で０．００１〜２．０質量％とするのが好ましく、０．０１〜１.０質量％とするのがより好ましい。
なお、本発明に係るＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ−Ｃｏ−Ｃｒ系合金の特性に悪影響を与えない範囲で本明細書に具体的に記載されていない元素が添加されてもよい。
【００２４】
次に本発明の製造方法に関して説明する。本発明に係るＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ−Ｃｏ−Ｃｒ系合金は、Ｎｉ−Ｓｉ化合物、Ｃｏ−Ｓｉ及びＣｒ−Ｓｉ化合物を制御する溶体化処理、時効処理の条件を除いて、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金の慣例の製造方法により製造可能である。
【００２５】
まず大気溶解炉を用い、電気銅、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｃｏ、Ｃｒ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、７００〜１０００℃の高温で加熱して、Ｎｉ−Ｓｉ系化合物、Ｎｉ−Ｓｉ系化合物及びＣｒ−Ｓｉ系化合物を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。
【００２６】
この溶体化処理では、加熱温度とともに冷却速度も重要である。従来は加熱後の冷却速度を制御していなかったため、加熱炉の出側に水槽を設けて水冷とするか、大気雰囲気での空冷を採用していた。この場合には加熱温度の設定により冷却速度が変動しやすく、従来の冷却速度は１℃／秒以下から１０℃／秒以上の範囲で変動していた。よって、本発明例のような合金系の特性の制御が困難であった。
【００２７】
冷却速度は、１℃／秒から１０℃／秒の範囲が望ましい。時効処理では、３５０〜５５０℃の温度範囲で１ｈ以上、典型的には３〜２４ｈ加熱し、溶体化処理で固溶させたＮｉ及びＳｉの化合物とＣｒ及びＳｉの化合物を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。
【００２８】
本発明に係るＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ−Ｃｏ−Ｃｒ系銅合金は一実施形態において、０．２％耐力が７５０ＭＰａ以上でかつ導電率が５０％ＩＡＣＳ以上とすることができ、更には０．２％耐力が８００ＭＰａ以上でかつ導電率が５０％ＩＡＣＳ以上とすることができ、更には０．２％耐力が８５０ＭＰａ以上でかつ導電率が５０％ＩＡＣＳ以上とすることもできる。
【００２９】
本発明に係るＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ−Ｃｏ−Ｃｒ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系銅合金は、高い強度及び高い電気伝導性（又は熱伝導性）を両立させることが要求されるリードフレーム、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機器部品に使用することができる。
【実施例】
【００３０】
以下に本発明の具体例を示すが、これら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。
【００３１】
本発明の実施例に用いる銅合金は、表１に示すようにＮｉ、Ｓｉ、Ｃｏ及びＣｒの含有量をいくつか変化させた銅合金に適宜Ｓｎ、Ｚｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｃｏ及びＡｇを添加した組成を有する。また、比較例に用いる銅合金は、それぞれ本発明の範囲外のパラメータをもつＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ−Ｃｏ−Ｃｒ系合金である。
【００３２】
表１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℃で加熱後、板厚１０ｍｍまで熱間圧延し、速やかに冷却を行った。表面のスケール除去のため厚さ８ｍｍまで面削を施した後、冷間圧延により厚さ０．２ｍｍの板とした。次に溶体化処理をＡｒガス雰囲気中でＮｉおよびＣｒの添加量に応じて８００〜１０００℃に１２０秒保持した後、冷却速度を変化させて室温まで冷却した。冷却速度は、加熱後の試料に吹き付けるガス流量を変化させて制御し、試料の最高到達温度から４００℃まで冷却する時間を計測して冷却速度とした。ガスを吹き付けないときの炉冷速度は５℃／ｓであり、更に冷却速度を遅くした例として加熱出力を制御しながら降温した場合の冷却速度を１℃／ｓとした。その後０．１ｍｍまで冷間圧延して、最後に添加量に応じて４００〜５５０℃で各１〜１２時間かけて不活性雰囲気中で時効処理を施して、試料を製造した。
【００３３】
このようにして得られた各合金につき強度及び導電率の特性評価を行った。強度については圧延平行方向での引っ張り試験を行って０．２％耐力（ＹＳ：ＭＰａ）を測定し、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。
曲げ性の評価は、Ｗ字型の金型を用いて試料板厚と曲げ半径の比が１となる条件で９０°曲げ加工を行なった。評価は曲げ加工部表面を光学顕微鏡で観察し、クラックが観察されない場合を実用上問題ないと判断して○とし、クラックが認められた場合を×とした。疲労試験は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２７３に従って両振り応力を負荷し、破断までの繰返し数が１０7回となる応力（ＭＰａ）を求めた。
【００３４】
Ｃｒ−Ｓｉ化合物の観察は、材料の板面を電解研磨後ＦＥ-ＡＥＳ観察（日本電子株式会社製、ＪＵＭＰ-７８００F）により、多数箇所において大きさ０．１μｍ以上の粒子を対象とし、実際にその表層の吸着元素（Ｃ、Ｏ）を除くためＡｒ+でスパッタリングを行い、各粒子ごとのオージェスペクトルを測定し、検出された元素を感度係数法により半定量値として重量濃度換算した際に、ＣｒとＳｉが検出された粒子を対象とした。Ｃｒ−Ｓｉ化合物の「組成（Ｃｒ／Ｓｉ）」「大きさ」「分散密度」は、ＦＥ−ＡＥＳ観察下で多数箇所分析した大きさ０．１μｍ以上のＣｒ−Ｓｉ粒子の平均組成、最小円の直径、各観察視野での平均個数とした。
表１及び表２に結果を示す。
【００３５】
【表１】
0004440313.tif 000002
【００３６】
【表２】
0004440313.tif 000003
【００３７】
発明例１〜２４では、適正な冷却速度によりＣｒ−Ｓｉ化合物の分散密度が１×１０6以下かつ、Ｃｒ／Ｓｉが１〜５の範囲であるために、良好な特性が得られている。
一方、比較例１〜１０はＣｏを含有していないため、比較例１１、１２はＣｒを含有していないため、強度と導電率を高次元で達成できていない。比較例１３、１４は冷却速度が遅いため、Ｃｒ−Ｓｉ化合物が成長しすぎて、十分な強度が得られず、また曲げ加工性も悪かった。
比較例１５、１６では、冷却速度が速いため、Ｃｒ−Ｓｉ化合物が成長せずに過剰なＳｉが合金中に残留し、強度と導電率が劣った。比較例１７、１８は時効温度が高いためにＣｒ−Ｓｉ化合物が成長しすぎて、十分な強度が得られず、また曲げ加工性も悪かった。また、粗大粒子中にＣｕ、Ｎｉなどが拡散し、粒子中のＳｉ濃度が低下し、相対的にＣｒ/Ｓｉ比が上昇した。比較例１９、２０は、Ｃｒの濃度が高すぎるため、Ｃｒ−Ｓｉ化合物が成長しすぎて、十分な強度が得られず、また曲げ加工性も悪かった。