(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、Ｎｉ：０．２〜３．０％、Ｓｎ：２．０％以下、Ｐ：０．００５〜２．０％を含有し、残部がＣｕと不可避的不純物である、銅基合金を連続鋳造する第一工程、非酸化性雰囲気中で熱処理温度を５００〜９５０℃として均質化焼鈍する第二工程、冷間圧延した後に非酸化性雰囲気中で焼鈍温度を４５０〜６５０℃として中間焼鈍することを１回以上行い、最後の中間焼鈍前の圧延率を８５％以上とする第三工程、圧延率を３０〜９０％として仕上げ冷間圧延する第四工程、及び焼鈍温度を２５０〜４００℃として低温焼鈍する第五工程からなる端子用銅基合金条の製造方法。
【請求項２】
第三工程で得られた中間焼鈍物が、５μｍ以下の再結晶粒径を有する請求項１に記載の端子用銅基合金条の製造方法。
【請求項３】
第三工程で得られた中間焼鈍物は、ＮｉとＰの一部が２０ｎｍ以下のＮｉ−Ｐ系金属間化合物となってマトリクス中に均一微細に析出した組織を有する請求項１に記載の端子用銅基合金状の製造方法。
【請求項４】
重量％で、Ｍｎ：０．２〜３．０％、Ｓｎ：２．０％以下、Ｐ：０．００５〜２．０％を含有し、残部がＣｕと不可避的不純物である、銅基合金を連続鋳造する第一工程、非酸化性雰囲気中で熱処理温度を５００〜９５０℃として均質化焼鈍する第二工程、冷間圧延した後に非酸化性雰囲気中で焼鈍温度を４５０〜６５０℃として中間焼鈍することを１回以上行い、最後の中間焼鈍前の圧延率を８５％以上とする第三工程、圧延率を３０〜９０％として仕上げ冷間圧延する第四工程、及び焼鈍温度を２５０〜４００℃として低温焼鈍する第五工程からなる端子用銅基合金条の製造方法。
【請求項５】
第三工程で得られた中間焼鈍物が、５μｍ以下の再結晶粒径を有する請求項４に記載の端子用銅基合金条の製造方法。
【請求項６】
第三工程で得られた中間焼鈍物は、ＭｎとＰの一部が２０ｎｍ以下のＭｎ−Ｐ系金属間化合物となってマトリクス中に均一微細に析出した組織を有する請求項４に記載の端子用銅基合金条の製造方法。
【請求項７】
重量％で、Ｃｏ：０．１〜１．０％、Ｓｎ：２．０％以下、Ｐ：０．００５〜１．０％を含有し、残部がＣｕと不可避的不純物である、銅基合金を連続鋳造する第一工程、非酸化性雰囲気中で熱処理温度を５００〜９８０℃として均質化焼鈍する第二工程、冷間圧延した後に非酸化性雰囲気中で焼鈍温度を４５０〜６５０℃として中間焼鈍することを１回以上行い、最後の中間焼鈍前の圧延率を８５％以上とする第三工程、圧延率を３０〜９０％として仕上げ冷間圧延する第四工程、及び焼鈍温度を３００〜４５０℃として低温焼鈍する第五工程からなる端子用銅基合金条の製造方法。
【請求項８】
第三工程で得られた中間焼鈍物が、５μｍ以下の再結晶粒径を有する請求項７に記載の端子用銅基合金条の製造方法。
【請求項９】
第三工程で得られた中間焼鈍物は、ＣｏとＰの一部が２０ｎｍ以下のＣｏ−Ｐ系金属間化合物となってマトリクス中に均一微細に析出した組織を有する請求項７に記載の端子用銅基合金条の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車用のコネクタ端子などに用いられる端子用銅基合金条およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年のエレクトロニクスの発展に伴い、自動車のコネクタ端子などの端子は、より一層の高密度化、小型化、軽量化、そして信頼性向上が求められるようになってきている。また、エンジンの高性能化によりエンジンルーム内の温度が上昇するに伴い、エンジンルームに使用される端子も、より高信頼性及び高耐熱性が要求されるようになってきている。
【０００３】
自動車のコネクタ端子などの端子の信頼性が向上するには、具体的には、強度、ばね特性、導電性、耐応力緩和性、耐食性に優れることが必要である。例えば、導電性、耐応力緩和性を兼ね備えていないと、端子の自己発熱による酸化、めっき剥離、応力緩和、回路の電圧降下、ハウジングの軟化や変形が生じる可能性がある。
【０００４】
従来より、端子用銅基合金として用いられてきた黄銅は安価ではあるが、導電率が低く、例えばＣ２６００で２７％ＩＡＣＳであり、耐食性や耐応力緩和性にも問題があった。また、リン青銅は強度は優れているが、導電率は低く、例えばＣ５２１０で１２％ＩＡＣＳ程度であり、耐応力緩和性にも問題があり、さらに価格も高く経済的ではなかった。
【０００５】
Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系合金は、これらの二種の合金の欠点を補うため開発されたものである。特公平８−９７４５号公報及び特開平４−１５４９４２号公報には、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系合金鋳塊を熱間圧延した後、冷間圧延と熱処理を繰り返して、端子用銅基合金条を製造する方法が記載されている。
【０００６】
しかしながら、このようにして製造された、例えばＣｕ−１．０Ｎｉ−０．９Ｓｎ−０．０５Ｐ（数値は重量％）の銅基合金条は、強度、耐応力緩和性については優れているものの、導電率は３８％ＩＡＣＳと低く、曲げ加工性も十分とはいえない。
【０００７】
また、この銅基合金条は、Ｎｉ−Ｐ化合物を析出させるので、溶体化熱処理を兼ねた熱間圧延が必要であり、そのための設備投資やそれに伴う諸問題の解決が必要であり、これが生産性を著しく低下させコスト高の一因となっている。具体的には、
（１）熱間圧延時に大気中での高温加熱が必要なため、材料表面に酸化スケールが発生しやすく、その除去のため多大な研削が必要となり、材料歩留まりの低下が起きると同時に、添加元素の内部酸化や圧延時の酸化スケールの巻き込み等によって内部欠陥を生じやすい。
【０００８】
（２）熱間圧延工程は、その間の温度変化を管理することは困難であり、しかも加工析出工程に相当する。つまり、熱間圧延工程中の温度変化により析出物が生じる可能性があり、しかもその析出物は粗大化しやすくなる。従って、この工程において生じた析出が、以後の工程での析出現象及び最終特性に大きな影響を及ぼしやすい。
【０００９】
（３）熱間圧延時に材料を高温に加熱するため、多くのエネルギーとそれに伴う設備投資が必要であり、生産コストの増加を招く。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記事情に鑑み、上記諸問題の発生源となる熱間圧延を省略した端子用銅基合金条の製造方法を、安価に提供することを目的とする。さらに、本発明は、従来のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ合金よりも優れた導電性と曲げ加工性、さらに耐応力緩和性を有する端子用銅基合金条を提供することを目的とする。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記目的を達成すべく、前記課題について鋭意検討した結果、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系合金、Ｃｕ−Ｍｎ−Ｓｎ−Ｐ系合金あるいはＣｕ−Ｃｏ−Ｓｎ−Ｐ系合金において、熱間圧延を省略した最適条件を選ぶことにより、優れた強度、ばね限界値、導電率、耐応力緩和性、及び曲げ加工性が得られることを見いだし、本発明に到達した。
【００１２】
本発明の端子用銅基合金条の第１の態様は、重量％で、Ｎｉ：０．２〜３．０％、Ｓｎ：２．０％以下、Ｐ：０．００５〜２．０％を含有し、残部がＣｕと不可避的不純物であり、引張強さが５５０ＭＰａ以上、ばね限界値が４５０Ｍｐａ以上、導電率が４０％ＩＡＣＳ以上、最小曲げ半径比が１以下、かつ応力緩和率が１０％以下である。
【００１３】
本発明の端子用銅基合金条の第２の態様は、重量％で、Ｍｎ：０．２〜３．０％、Ｓｎ：２．０％以下、Ｐ：０．００５〜２．０％を含有し、残部がＣｕと不可避的不純物であり、引張強さが５５０ＭＰａ以上、ばね限界値が４５０Ｍｐａ以上、導電率が４０％ＩＡＣＳ以上、最小曲げ半径比が１以下、かつ応力緩和率が１０％以下である。
【００１４】
本発明の端子用銅基合金条の第３の態様は、重量％で、Ｃｏ：０．１〜１．０％、Ｓｎ：２．０％以下、Ｐ：０．００５〜１．０％を含有し、残部がＣｕと不可避的不純物であり、引張強さが６００ＭＰａ以上、ばね限界値が５００Ｍｐａ以上、導電率が５０％ＩＡＣＳ以上、最小曲げ半径比が１以下、かつ応力緩和率が１０％以下である。
【００１５】
本発明の端子用銅基合金条の製造方法の第１の態様は、重量％で、Ｎｉ：０．２〜３．０％、Ｓｎ：２．０％以下、Ｐ：０．００５〜２．０％を含有し、残部がＣｕと不可避的不純物である、銅基合金を連続鋳造する第一工程、非酸化性雰囲気中で熱処理温度を５００〜９５０℃として均質化焼鈍する第二工程、冷間圧延した後に非酸化性雰囲気中で焼鈍温度を４５０〜６５０℃として中間焼鈍することを１回以上行い、最後の中間焼鈍前の圧延率を８５％以上とする第三工程、圧延率を３０〜９０％として仕上げ冷間圧延する第四工程、及び焼鈍温度を２５０〜４００℃として低温焼鈍する第五工程からなる。
【００１６】
第三工程で得られた中間焼鈍物が、５μｍ以下の再結晶粒径を有し、ＮｉとＰの一部が２０ｎｍ以下のＮｉ−Ｐ系金属間化合物となってマトリクス中に均一微細に析出した組織を有する。
【００１７】
本発明の端子用銅基合金条の製造方法の第２の態様は、重量％で、Ｍｎ：０．２〜３．０％、Ｓｎ：２．０％以下、Ｐ：０．００５〜２．０％を含有し、残部がＣｕと不可避的不純物である、銅基合金を連続鋳造する第一工程、非酸化性雰囲気中で熱処理温度を５００〜９５０℃として均質化焼鈍する第二工程、冷間圧延した後に非酸化性雰囲気中で焼鈍温度を４５０〜６５０℃として中間焼鈍することを１回以上行い、最後の中間焼鈍前の圧延率を８５％以上とする第三工程、圧延率を３０〜９０％として仕上げ冷間圧延する第四工程、及び焼鈍温度を２５０〜４００℃として低温焼鈍する第五工程からなる。
【００１８】
第三工程で得られた中間焼鈍物が、５μｍ以下の再結晶粒径を有し、ＭｎとＰの一部が２０ｎｍ以下のＭｎ−Ｐ系金属間化合物となってマトリクス中に均一微細に析出した組織を有する。
【００１９】
本発明の端子用銅基合金条の製造方法の第３の態様は、重量％で、Ｃｏ：０．１〜１．０％、Ｓｎ：２．０％以下、Ｐ：０．００５〜１．０％を含有し、残部がＣｕと不可避的不純物である、銅基合金を連続鋳造する第一工程、非酸化性雰囲気中で熱処理温度を５００〜９８０℃として均質化焼鈍する第二工程、冷間圧延した後に非酸化性雰囲気中で焼鈍温度を４５０〜６５０℃として中間焼鈍することを１回以上行い、最後の中間焼鈍前の圧延率を８５％以上とする第三工程、圧延率を３０〜９０％として仕上げ冷間圧延する第四工程、及び焼鈍温度を３００〜４５０℃として低温焼鈍する第五工程からなる。
【００２０】
第三工程で得られた中間焼鈍物が、５μｍ以下の再結晶粒径を有し、ＣｏとＰの一部が２０ｎｍ以下のＣｏ−Ｐ系金属間化合物となってマトリクス中に均一微細に析出した組織を有する。
【００２１】
なお、前記第１〜第３の態様の端子用銅基合金条は、各々、前記第１〜第３の態様による製造方法によって製造される。
【００２２】
【発明の実施の形態】
（１）合金元素
本発明の銅基合金中の添加元素、及び本発明の銅基合金条の製造方法の第一工程で銅基合金鋳塊を溶製する際の添加元素は、次の作用効果を持つ。
【００２３】
（ａ）Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｏ
Ｎｉ（またはＭｎ、Ｃｏ）はＣｕマトリクス中に固溶して、強度・ばね特性及び耐応力緩和性を向上させる。また、共存するＰと形成したＮｉ−Ｐ系金属間化合物（Ｎｉ3Ｐ）（またはＭｎ−Ｐ系金属間化合物（Ｍｎ3Ｐ）、Ｃｏ−Ｐ系金属間化合物（Ｃｏ2Ｐ））は、マトリクス中に均一微細に分散析出して、導電性を向上させ、強度・ばね特性・耐応力緩和性をさらに向上させる。
【００２４】
上記Ｎｉ（またはＭｎ、Ｃｏ）の作用効果は、Ｎｉ、Ｍｎが０．２重量％未満、Ｃｏが０．１重量％未満では十分得ることができず、Ｎｉ、Ｍｎが３．０重量％、Ｃｏが１．０重量％を超えると飽和してしまう。従って、Ｎｉ、Ｍｎは０．２重量％以上、３．０重量％以下が望ましく、Ｃｏは、０．１重量％以上、１．０重量％以下が望ましい。
【００２５】
（ｂ）Ｓｎ
Ｓｎは、Ｃｕマトリクス中に固溶して強度・ばね特性を向上させる。
【００２６】
上記Ｓｎの作用効果は、Ｓｎ成分が２．０重量％を超えると飽和してしまう。従って、Ｓｎ成分は２．０重量％以下が望ましい。
【００２７】
（ｃ）Ｐ
Ｐは、Ｃｕマトリクス中に固溶しているだけでなく、分散析出するＮｉ−Ｐ系金属間化合物（Ｎｉ3Ｐ）（またはＭｎ−Ｐ系金属間化合物（Ｍｎ3Ｐ）、Ｃｏ−Ｐ系金属間化合物（Ｃｏ2Ｐ））を共存させるＮｉ（またはＭｎ、Ｃｏ）と形成する。これにより、強度・導電性・ばね特性、及び耐応力緩和性を向上させる。
【００２８】
上記Ｐの作用効果は、Ｐ成分が０．００５重量％未満では十分得ることができず、Ｐ成分が、Ｃｕ−Ｎｉ（Ｍｎ）−Ｓｎ−Ｐ系合金では２．０重量％、Ｃｕ−Ｃｏ−Ｓｎ−Ｐ系合金では１．０重量％を超えると飽和してしまう。従って、Ｐ成分は０．００５重量％以上が必要で、Ｃｕ−Ｎｉ（Ｍｎ）−Ｓｎ−Ｐ系合金では２．０重量％以下、Ｃｕ−Ｃｏ−Ｓｎ−Ｐ系合金では１．０重量％以下が望ましい。
【００２９】
（２）均質化焼鈍
均質化焼鈍は、固溶元素の偏析を無くし、しかもＮｉ（またはＭｎ、Ｃｏ）とＰを十分固溶させるために行う。この固溶状態から、後工程でＮｉ3Ｐ化合物（またはＭｎ3Ｐ化合物、Ｃｏ2Ｐ化合物）として時効析出させる。熱処理温度が５００℃未満では、温度が低く、十分に元素の偏析を取り除けず、しかもＮｉ（またはＭｎ、Ｃｏ）とＰが固溶した単相（過飽和固溶体）とはならない。一方、Ｃｕ−Ｎｉ（Ｍｎ）−Ｓｎ−Ｐ系合金では９５０℃、Ｃｕ−Ｃｏ−Ｓｎ−Ｐ系合金では９８０℃より高い温度になると、その温度が融点近傍であるとともに、曲げ加工性を十分向上させることが不可能となってしまう。何故なら、結晶粒径が粗大化し、後工程の冷間圧延・中間焼鈍における（仕上げ圧延に供する）再結晶粒径を５μｍ以下に調整することができなくなるからである。
【００３０】
また、上記均質化焼鈍処理を非酸化性雰囲気で行うのは、材料表面の酸化及び内部酸化を抑制するためである。
【００３１】
この時、常温で単相（過飽和状態）組織にするために、均質化焼鈍した鋳塊を急冷する。この急冷は、通常行われている水冷・空冷・油冷などにより行えばよい。
【００３２】
（３）冷間圧延・中間焼鈍
上記急冷で得たコイルは、冷間圧延した後、焼鈍温度を４５０〜６５０℃として中間焼鈍する。この冷間圧延・中間焼鈍は、１回で済ませてもよいが、効率よく冷間圧延を行うために複数回行ってもよい。１回で済ませる場合は、圧延率を８５％以上として冷間圧延した後、焼鈍温度を４５０〜６５０℃として中間焼鈍する。また、複数回行う場合は、冷間圧延し、次に焼鈍温度を４５０〜６５０℃として中間焼鈍した後、該冷間圧延及び該中間焼鈍する一連の操作を繰り返すが、このとき最後の中間焼鈍前の冷間圧延率は必ず８５％以上とする。このように冷間圧延率の圧延率を８５％以上とするのは、５μｍ以下の再結晶粒径にするためである。時効析出するＮｉ3Ｐ化合物（またはＭｎ3Ｐ化合物、Ｃｏ2Ｐ化合物）の粒径は、Ｎｉ（またはＭｎ、Ｃｏ）とＰとの組成にもよるが２０ｎｍ以下で微細である。冷間圧延・中間焼鈍において再結晶が十分進行しないか、再結晶粒径が５μｍを超えると、曲げ加工性を十分向上させることが不可能となってしまう。
【００３３】
圧延率が８５％未満では、後工程の仕上げ圧延に供する再結晶粒径を５μｍ以下に調整することが難しくなる。また、中間焼鈍温度が４５０℃未満では再結晶が十分進行せず、一方６５０℃より高い温度になると再結晶粒径が５μｍより粗大になってしまう。
【００３４】
（４）仕上げ冷間圧延
仕上げ冷間圧延の圧延率は、３０〜９０％とする。３０％未満では強度及び耐応力緩和性が低下し、一方９０％を超えると曲げ加工性が低下する。
【００３５】
（５）低温焼鈍
Ｎｉ3Ｐ化合物（またはＭｎ3Ｐ化合物、Ｃｏ2Ｐ化合物）を十分析出させると同時に、再結晶を進行させることなく歪取りを行って、十分な曲げ加工性を与えるために行う。そのために、低温焼鈍温度をＣｕ−Ｎｉ（Ｍｎ）−Ｓｎ−Ｐ系合金では２５０〜４００℃、Ｃｕ−Ｃｏ−Ｓｎ−Ｐ系合金では３００〜４５０℃とする。この最低温度未満では、上記反応が起こらず曲げ加工性が低下する。一方、前記最高温度を超えると、歪取りは行えるが再結晶が進行してしまい、強度及び耐応力緩和性が低下する。
【００３６】
（６）特性の測定
引張強さ、導電率、ばね限界値の測定は、ＪＩＳＨ２２４１、ＪＩＳＨ０５０５、ＪＩＳＨ３１３０に準拠した。曲げ加工性については、９０°Ｗ曲げ加工試験で評価した。試験はＣＥＳ−Ｍ０００２−６に準拠し、曲げ半径が０．１〜２．０の治具で９０°Ｗ曲げ加工し、中央山表面の状況を調べた。なお、曲げ軸は圧延方向に対して平行方向（Ｂａｄ  Ｗａｙ）とした。そして、割れ及びシワが発生しない最小曲げ半径Ｒを板厚ｔで割った値、すなわち最小曲げ半径比Ｒ／ｔを求めた。最小曲げ半径比が小さいほど曲げ加工性が良い。応力緩和試験では、試験片の中央部の応力が耐力の８０％となるようにアーチ曲げを行い、１５０℃の温度で１０００時間保持した後、試験片の曲げぐせを応力緩和率として次式により算出した。なお、次式において、Ｌ0は冶具の長さ（ｍｍ）、Ｌ1は曲げぐせをつける前の試料端間の水平距離（ｍｍ）、Ｌ2は曲げぐせをつけた後の試料端間の水平距離（ｍｍ）である。
【００３７】
応力緩和率（％）＝（Ｌ1−Ｌ2）／（Ｌ1−Ｌ0）×１００
【００３８】
（実施例）
以下、実施例１、２、比較例１〜７、従来例１、２により本発明を説明する。なお、これらの実施例、比較例及び従来例における合金組成を表１に記載し、また主な製造条件も示した。
【００３９】
（実施例１、２）
（１）合金鋳塊の溶製・連続鋳造
表１の実施例１、２に示される組成の合金を横型連続鋳造法により、各々厚さ１７ｍｍ、幅６００ｍｍに鋳造し、次いでこの鋳塊を厚さ両面１ｍｍずつ面削した。
【００４０】
（２）均質化焼鈍
合金鋳塊を非酸化性雰囲気中において８５０℃で２時間均質化焼鈍を行った後、空冷した。
【００４１】
（３）冷間圧延・中間焼鈍
空冷した均質化焼鈍物を冷間圧延して厚さ０．６３ｍｍの板材となし（圧延率９６％）、この板材に連続焼鈍処理を施した。連続焼鈍処理は、板材を窒素雰囲気中で６００℃に保持した加熱炉中を８ｍ／ｍｉｎで走行させ、炉から出てくる板材に冷却水を噴射して行った。この連続焼鈍で得られた板材（合金条）の再結晶粒径は、いずれの実施例においても３μｍであり、しかもＮｉ−Ｐ金属間化合物は２０ｎｍ以下の大きさで均一微細に析出していた。
【００４２】
（４）仕上げ冷間圧延
連続焼鈍した板材に圧延率６０％の冷間圧延を施した。
【００４３】
（５）低温焼鈍
この連続焼鈍炉にて窒素雰囲気中、３５０℃の低温焼鈍処理を１０ｍ／ｍｉｎで走行させ、炉から出てくる板材に冷却水を噴射して行った。
【００４４】
（比較例１、２）
（１）合金鋳塊の溶製・連続鋳造：表１の比較例１、２に示される合金の製造を、実施例１と同様に行った。
【００４５】
（２）均質化焼鈍
合金鋳塊を非酸化性雰囲気中において、比較例１は４５０℃で５時間、比較例２は９８０℃で２時間均質化焼鈍を行った後、空冷した。
【００４６】
（３）冷間圧延・中間焼鈍
実施例１と同様に行った。この連続焼鈍で得られた板材（合金条）の再結晶粒径は、比較例１においては３μｍであり、比較例２においては１５μｍであった。また、Ｎｉ−Ｐ金属間化合物は、比較例１においては１μｍ以下の大きさで不均一に析出しており、比較例２においては２０ｎｍ以下の大きさで均一微細に析出していた。
【００４７】
（４）仕上げ冷間圧延：実施例１と同様に行った。
【００４８】
（５）低温焼鈍：実施例１と同様に行った。
【００４９】
（比較例３）
（１）合金鋳塊の溶製・連続鋳造：表１の比較例３に示される合金の製造を、実施例１と同様に行った。
【００５０】
（２）均質化焼鈍：実施例１と同様に行った。
【００５１】
（３）冷間圧延・中間焼鈍
空冷した均質化焼鈍物を圧延率７８％とし冷間圧延して厚さ３．０ｍｍの板材となし、この板材に連続焼鈍処理を施した。連続焼鈍処理は、板材を窒素雰囲気中で６００℃に保持した加熱炉中を８ｍ／ｍｉｎで走行させ、炉から出てくる板材に冷却水を噴射して行った。次に、この連続焼鈍物を再び圧延率７８％とし冷間圧延して厚さ０．６５ｍｍの板材となし、同様な連続焼鈍処理を施した。この連続焼鈍で得られた板材（合金条）の再結晶粒径は１０μｍであり、しかもＮｉ−Ｐ金属間化合物は２０ｎｍ以下の大きさで均一微細に析出していた。
【００５２】
（４）仕上げ冷間圧延：実施例１と同様に行った。
【００５３】
（５）低温焼鈍：実施例１と同様に行った。
【００５４】
（比較例４、５）
（１）合金鋳塊の溶製・連続鋳造：表１の比較例４、５に示される合金の製造を、実施例１と同様に行った。
【００５５】
（２）均質化焼鈍：実施例１と同様に行った。
【００５６】
（３）冷間圧延・中間焼鈍
空冷した均質化焼鈍物を冷間圧延して厚さ０．６３ｍｍの板材となし（圧延率９６％）、この板材に連続焼鈍処理を施した。連続焼鈍処理は、板材を窒素雰囲気中で比較例４は４００℃に、比較例５は７００℃に保持した加熱炉中を８ｍ／ｍｉｎで走行させ、炉から出てくる板材に冷却水を噴射して行った。この連続焼鈍で得られた板材（合金条）の再結晶組織は、比較例４においては部分再結晶組織であり、比較例５においては結晶粒径１０μｍの完全再結晶となっていた。また、Ｎｉ−Ｐ金属間化合物は、比較例４においては析出しておらず、比較例５においては５０ｎｍ以下の大きさで均一析出していた。
【００５７】
（４）仕上げ冷間圧延：実施例１と同様に行った。
【００５８】
（５）低温焼鈍：実施例１と同様に行った。
【００５９】
（比較例６、７）
（１）合金鋳塊の溶製・連続鋳造：表１の比較例６、７に示される合金の製造を、実施例１と同様に行った。
【００６０】
（２）均質化焼鈍：実施例１と同様に行った。
【００６１】
（３）冷間圧延・中間焼鈍
実施例１と同様に行った。この連続焼鈍で得られた板材（合金条）の再結晶粒径は、いずれの比較例においても３μｍであり、しかもＮｉ−Ｐ金属間化合物は２０ｎｍ以下の大きさで均一微細に析出していた。
【００６２】
（４）仕上げ冷間圧延：実施例１と同様に行った。
【００６３】
（５）低温焼鈍
この連続焼鈍炉にて窒素雰囲気中、比較例６は２３０℃の低温焼鈍処理を、比較例７は４３０℃の低温焼鈍処理を１０ｍ／ｍｉｎで走行させ、炉から出てくる板材に冷却水を噴射して行った。
【００６４】
（従来例１、２）
表１の従来例１、２に示される組成からなる合金を大気溶解炉で溶製した。次に、この合金鋳塊を８５０℃で加熱し、厚さ１７ｍｍまで熱間圧延した後、常温の水中に浸漬して急冷した。急冷した熱間圧延物の表面を面削して厚さ１５ｍｍとした後、冷間圧延して厚さ０．６３ｍｍの板材となし、連続焼鈍処理を施した。連続焼鈍処理は、板材を窒素雰囲気中で６００℃に保持した加熱炉中を８ｍ／ｍｉｎで走行させ、炉から出てくる板材に冷却水を噴射して行った。この連続焼鈍で得られた板材（合金条）の再結晶粒径は、いずれの従来例においても３μｍであり、しかもＮｉ−Ｐ金属間化合物は５０ｎｍ以下の大きさで不均一に析出していた。次に、この連続焼鈍した板材に圧延率６０％の冷間圧延を施し、連続焼鈍炉にて窒素雰囲気中、３５０℃の低温焼鈍処理を１０ｍ／ｍｉｎで走行させ、炉から出てくる板材に冷却水を噴射して行った。
【００６５】
このようにして得られた板材（合金条）について、引張強さ、導電率、ばね限界値を測定値を測定するとともに、曲げ加工性、応力緩和性を調査した。結果を表２に示す。
【００６６】
【表１】
0004396874.tif 000002
【００６７】
【表２】
0004396874.tif 000003
【００６８】
以下、実施例３、４、比較例８〜１４、従来例３、４により本発明を説明する。なお、これらの実施例、比較例及び従来例における合金組成を表３に記載し、また主な製造条件も示した。
【００６９】
（実施例３、４）
（１）合金鋳塊の溶製・連続鋳造
表３の実施例３、４に示される組成の合金を横型連続鋳造法により、各々厚さ１５ｍｍ、幅６００ｍｍに鋳造し、次いでこの鋳塊を厚さ両面１ｍｍずつ面削した。
【００７０】
（２）均質化焼鈍
合金鋳塊を非酸化性雰囲気中において８５０℃で２時間均質化焼鈍を行った後、空冷した。
【００７１】
（３）冷間圧延・中間焼鈍
空冷した均質化焼鈍物を冷間圧延して厚さ０．６３ｍｍの板材となし（圧延率９６％）、この板材に連続焼鈍処理を施した。連続焼鈍処理は、板材を窒素雰囲気中で６００℃に保持した加熱炉中を８ｍ／ｍｉｎで走行させ、炉から出てくる板材に冷却水を噴射して行った。この連続焼鈍で得られた板材（合金条）の再結晶粒径は、いずれの実施例においても３μｍであり、しかもＭｎ−Ｐ金属間化合物は２０ｎｍ以下の大きさで均一微細に析出していた。
【００７２】
（４）仕上げ冷間圧延
連続焼鈍した板材に圧延率６０％の冷間圧延を施した。
【００７３】
（５）低温焼鈍
この連続焼鈍炉にて窒素雰囲気中、３５０℃の低温焼鈍処理を１０ｍ／ｍｉｎで走行させ、炉から出てくる板材に冷却水を噴射して行った。
【００７４】
（比較例８、９）
（１）合金鋳塊の溶製・連続鋳造：表３の比較例８、９に示される合金について、実施例３と同様に行った。
【００７５】
（２）均質化焼鈍
合金鋳塊を非酸化性雰囲気中において、比較例８は４５０℃で５時間、比較例９は９８０℃で２時間均質化焼鈍を行った後、空冷した。
【００７６】
（３）冷間圧延・中間焼鈍
実施例３と同様に行った。この連続焼鈍で得られた板材（合金条）の再結晶粒径は、比較例８においては３μｍであり、比較例９においては１５μｍであった。また、Ｍｎ−Ｐ金属間化合物は、比較例８においては１μｍ以下の大きさで不均一に析出しており、比較例９においては２０ｎｍ以下の大きさで均一微細に析出していた。
【００７７】
（４）仕上げ冷間圧延：実施例３と同様に行った。
【００７８】
（５）低温焼鈍：実施例３と同様に行った。
【００７９】
（比較例１０）
（１）合金鋳塊の溶製・連続鋳造：表３の比較例１０に示される合金について、実施例３と同様に行った。
【００８０】
（２）均質化焼鈍：実施例３と同様に行った。
【００８１】
（３）冷間圧延・中間焼鈍
空冷した均質化焼鈍物を圧延率７８％とし冷間圧延して厚さ３．０ｍｍの板材となし、この板材に連続焼鈍処理を施した。連続焼鈍処理は、板材を窒素雰囲気中で６００℃に保持した加熱炉中を８ｍ／ｍｉｎで走行させ、炉から出てくる板材に冷却水を噴射して行った。次に、この連続焼鈍した板材を再び圧延率７８％とし冷間圧延して厚さ０．６５ｍｍの板材となし、同様な連続焼鈍処理を施した。この連続焼鈍で得られた板材（合金条）の再結晶粒径は１０μｍであり、しかもＭｎ−Ｐ金属間化合物は２０ｎｍ以下の大きさで均一微細に析出していた。
【００８２】
（４）仕上げ冷間圧延：実施例３と同様に行った。
【００８３】
（５）低温焼鈍：実施例３と同様に行った。
【００８４】
（比較例１１、１２）
（１）合金鋳塊の溶製・連続鋳造：表３の比較例１１、１２に示される合金について、実施例３と同様に行った。
【００８５】
（２）均質化焼鈍：実施例３と同様に行った。
【００８６】
（３）冷間圧延・中間焼鈍
空冷した均質化焼鈍物を冷間圧延して厚さ０．６３ｍｍの板材となし（圧延率９６％）、この板材に連続焼鈍処理を施した。連続焼鈍処理は、板材を窒素雰囲気中で比較例１１は４００℃に、比較例１２は７００℃に保持した加熱炉中を８ｍ／ｍｉｎで走行させ、炉から出てくる板材に冷却水を噴射して行った。この連続焼鈍で得られた板材（合金条）の再結晶組織は、比較例１１においては部分再結晶組織であり、比較例１２においては結晶粒径１０μｍの完全再結晶となっていた。また、Ｍｎ−Ｐ金属間化合物は、比較例１１においては析出しておらず、比較例１２においては５０ｎｍ以下の大きさで均一析出していた。
【００８７】
（４）仕上げ冷間圧延：実施例３と同様に行った。
【００８８】
（５）低温焼鈍：実施例３と同様に行った。
【００８９】
（比較例１３、１４）
（１）合金鋳塊の溶製・連続鋳造：表３の比較例１３、１４に示される合金について、実施例３と同様に行った。
【００９０】
（２）均質化焼鈍：実施例３と同様に行った。
【００９１】
（３）冷間圧延・中間焼鈍
実施例３と同様に行った。この連続焼鈍で得られた板材（合金条）の再結晶粒径は、いずれの比較例においても３μｍであり、しかもＭｎ−Ｐ金属間化合物は２０ｎｍ以下の大きさで均一微細に析出していた。
【００９２】
（４）仕上げ冷間圧延：実施例３と同様に行った。
【００９３】
（５）低温焼鈍
この連続焼鈍炉にて窒素雰囲気中、比較例１３は２３０℃の低温焼鈍処理を、比較例１４は４３０℃の低温焼鈍処理を１０ｍ／ｍｉｎで走行させ、炉から出てくる板材に冷却水を噴射して行った。
【００９４】
（従来例３、４）
表３の従来例３、４に示される組成からなる合金を、各々大気溶解炉で溶製した。次に、この合金鋳塊を８５０℃で加熱し、厚さ１５ｍｍまで熱間圧延した後、常温の水中に浸漬して急冷した。急冷した熱間圧延物の表面を面削して厚さ１３ｍｍとした後、冷間圧延して厚さ０．６３ｍｍの板材となし、連続焼鈍処理を施した。連続焼鈍処理は、板材を窒素雰囲気中で６００℃に保持した加熱炉中を８ｍ／ｍｉｎで走行させ、炉から出てくる板材に冷却水を噴射して行った。この連続焼鈍で得られた板材（合金条）の再結晶粒径は、いずれの従来例においても３μｍであり、しかもＭｎ−Ｐ金属間化合物は５０ｎｍ以下の大きさで不均一に析出していた。次に、この連続焼鈍した板材に圧延率６０％の冷間圧延を施し、連続焼鈍炉にて窒素雰囲気中、３５０℃の低温焼鈍処理を１０ｍ／ｍｉｎで走行させ、炉から出てくる板材に冷却水を噴射して行った。
【００９５】
このようにして得られた板材（合金条）について、引張強さ、導電率、ばね限界値を測定値を測定するとともに、曲げ加工性、応力緩和性を調査した。結果を表４に示す。
【００９６】
【表３】
0004396874.tif 000004
【００９７】
【表４】
0004396874.tif 000005
【００９８】
以下、実施例５、６、比較例１５〜２１、従来例５、６により本発明を説明する。なお、これらの実施例、比較例及び従来例における合金組成を表５に記載し、また主な製造条件も示した。
【００９９】
（実施例５、６）
（１）合金鋳塊の溶製・連続鋳造
表５の実施例５、６に示される組成の合金を横型連続鋳造法により、各々厚さ１５ｍｍ、幅６００ｍｍに鋳造し、次いでこの鋳塊を厚さ両面１ｍｍずつ面削した。
【０１００】
（２）均質化焼鈍
合金鋳塊を非酸化性雰囲気中において９５０℃で２時間均質化焼鈍を行った後、空冷した。
【０１０１】
（３）冷間圧延・中間焼鈍
空冷した均質化焼鈍物を冷間圧延して厚さ０．６３ｍｍの板材となし（圧延率９６％）、この板材に連続焼鈍処理を施した。連続焼鈍処理は、板材を窒素雰囲気中で６００℃に保持した加熱炉中を８ｍ／ｍｉｎで走行させ、炉から出てくる板材に冷却水を噴射して行った。この連続焼鈍で得られた板材（合金条）の再結晶粒径は、いずれの実施例においても３μｍであり、しかもＣｏ−Ｐ金属間化合物は２０ｎｍ以下の大きさで均一微細に析出していた。
【０１０２】
（４）仕上げ冷間圧延
連続焼鈍した板材に圧延率６０％の冷間圧延を施した。
【０１０３】
（５）低温焼鈍
この連続焼鈍炉にて窒素雰囲気中、４００℃の低温焼鈍処理を１０ｍ／ｍｉｎで走行させ、炉から出てくる板材に冷却水を噴射して行った。
【０１０４】
（比較例１５、１６）
（１）合金鋳塊の溶製・連続鋳造：表５の比較例１５、１６に示される合金について、実施例５と同様に行った。
【０１０５】
（２）均質化焼鈍
合金鋳塊を非酸化性雰囲気中において、比較例１５は４５０℃で５時間、比較例１６は１０００℃で２時間均質化焼鈍を行った後、空冷した。
【０１０６】
（３）冷間圧延・中間焼鈍
実施例５と同様に行った。この連続焼鈍で得られた板材（合金条）の再結晶粒径は、比較例１５においては３μｍであり、比較例１６においては１５μｍであった。また、Ｃｏ−Ｐ金属間化合物は、比較例１５においては１μｍ以下の大きさで不均一に析出しており、比較例１６においては２０ｎｍ以下の大きさで均一微細に析出していた。
【０１０７】
（４）仕上げ冷間圧延：実施例５と同様に行った。
【０１０８】
（５）低温焼鈍：実施例５と同様に行った。
【０１０９】
（比較例１７）
（１）合金鋳塊の溶製・連続鋳造：表５の比較例１７に示される合金について、実施例５と同様に行った。
【０１１０】
（２）均質化焼鈍：実施例５と同様に行った。
【０１１１】
（３）冷間圧延・中間焼鈍
空冷した均質化焼鈍物を圧延率７８％とし冷間圧延して厚さ３．０ｍｍの板材となし、この板材に連続焼鈍処理を施した。連続焼鈍処理は、板材を窒素雰囲気中で６００℃に保持した加熱炉中を８ｍ／ｍｉｎで走行させ、炉から出てくる板材に冷却水を噴射して行った。次に、この連続焼鈍した板材を再び圧延率７８％とし冷間圧延して厚さ０．６５ｍｍの板材となし、同様な連続焼鈍処理を施した。この連続焼鈍で得られた板材（合金条）の再結晶粒径は１０μｍであり、しかもＣｏ−Ｐ金属間化合物は２０ｎｍ以下の大きさで均一微細に析出していた。
【０１１２】
（４）仕上げ冷間圧延：実施例５と同様に行った。
【０１１３】
（５）低温焼鈍：実施例５と同様に行った。
【０１１４】
（比較例１８、１９）
（１）合金鋳塊の溶製・連続鋳造：表５の比較例１８、１９に示される合金について、実施例５と同様に行った。
【０１１５】
（２）均質化焼鈍：実施例５と同様に行った。
【０１１６】
（３）冷間圧延・中間焼鈍
空冷した均質化焼鈍物を冷間圧延して厚さ０．６３ｍｍの板材となし（圧延率９６％）、この板材に連続焼鈍処理を施した。連続焼鈍処理は、板材を窒素雰囲気中で比較例１８は４００℃に、比較例１９は７００℃に保持した加熱炉中を８ｍ／ｍｉｎで走行させ、炉から出てくる板材に冷却水を噴射して行った。この連続焼鈍で得られた板材（合金条）の再結晶組織は、比較例１８においては部分再結晶組織であり、比較例１９においては結晶粒径１０μｍの完全再結晶となっていた。また、Ｃｏ−Ｐ金属間化合物は、比較例１８においては析出しておらず、比較例１９においては５００ｎｍ以下の大きさで均一析出していた。
【０１１７】
（４）仕上げ冷間圧延：実施例５と同様に行った。
【０１１８】
（５）低温焼鈍：実施例５と同様に行った。
【０１１９】
（比較例２０、２１）
（１）合金鋳塊の溶製・連続鋳造：表５の比較例２０、２１に示される合金について、実施例５と同様に行った。
【０１２０】
（２）均質化焼鈍：実施例５と同様に行った。
【０１２１】
（３）冷間圧延・中間焼鈍
実施例５と同様に行った。この連続焼鈍で得られた板材（合金条）の再結晶粒径は、いずれの比較例においても３μｍであり、しかもＣｏ−Ｐ金属間化合物は２０ｎｍ以下の大きさで均一微細に析出していた。
【０１２２】
（４）仕上げ冷間圧延：実施例５と同様に行った。
【０１２３】
（５）低温焼鈍
この連続焼鈍炉にて窒素雰囲気中、比較例２０は２８０℃の低温焼鈍処理を、比較例２１は４８０℃の低温焼鈍処理を１０ｍ／ｍｉｎで走行させ、炉から出てくる板材に冷却水を噴射して行った。
【０１２４】
（従来例５、６）
表５の従来例５、６に示される組成からなる合金を、各々大気溶解炉で溶製した。次に、この合金鋳塊を９５０℃で加熱し、厚さ１５ｍｍまで熱間圧延した後、常温の水中に浸漬して急冷した。急冷した熱間圧延物の表面を面削して厚さ１３ｍｍとした後、冷間圧延して厚さ０．６３ｍｍの板材となし、連続焼鈍処理を施した。連続焼鈍処理は、板材を窒素雰囲気中で６００℃に保持した加熱炉中を８ｍ／ｍｉｎで走行させ、炉から出てくる板材に冷却水を噴射して行った。この連続焼鈍で得られた板材（合金条）の再結晶粒径は、いずれの従来例においても３μｍであり、しかもＣｏ−Ｐ金属間化合物は５０ｎｍ以下の大きさで不均一に析出していた。次に、この連続焼鈍した板材に圧延率６０％の冷間圧延を施し、連続焼鈍炉にて窒素雰囲気中、４００℃の低温焼鈍処理を１０ｍ／ｍｉｎで走行させ、炉から出てくる板材に冷却水を噴射して行った。
【０１２５】
このようにして得られた材料について、引張強さ、導電率、ばね限界値を測定値を測定するとともに、曲げ加工性、応力緩和性を調査した。結果を表６に示す。
【０１２６】
【表５】
0004396874.tif 000006
【０１２７】
【表６】
0004396874.tif 000007
【０１２８】
【発明の効果】
本発明の方法は、材料作製中に表面酸化スケールの発生、粗大な金属間化合物の析出等の問題となる熱間圧延工程を省略し、特性の優れた端子用銅基合金条およびその製造方法を提供するもので、熱間圧延時の材料を高温に加熱するためのエネルギーとそれに伴う設備投資を必要とせず、歩留まりを向上し、生産コストを低減できる。