JP4493083B2 - 強度、導電性に優れた電子機器用高機能銅合金及びその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、高強度、高導電性の電子機器部品用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ー用銅合金において、曲げ加工性を損なうことなく特に強度、導電性に優れた電子部品用銅合金に関する。
銅及び銅合金は、コネクター、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渡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化は、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、曲げ性、導電性）の向上を要求している。
電子電機部品に用いられる端子やコネクターは、電子電気機器等の小型化、軽量化に伴い、高強度、高導電性、良好な曲げ加工性が要求されている。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系等の析出型合金が使用されるようになった。しかし、一般にＩＣ等のリードフレーム加工では、原材料をスタンピング法、或いはエッチング法等によりリード端子部、ＩＣとの導電接続部等を成形した後にリード端子部を直角に折り曲げる。したがって、リードフレームには、導電性に加えて強度、とりわけ曲げ加工性が要求されるが、強度と曲げ加工性は一般に両立しない。
電子電機部品に用いられる端子やコネクターは、電子電気機器等の小型化、軽量化に伴い、高強度、高導電性、良好な曲げ加工性が要求されている。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系等の析出型合金が使用されるようになった。しかし、一般にＩＣ等のリードフレーム加工では、原材料をスタンピング法、或いはエッチング法等によりリード端子部、ＩＣとの導電接続部等を成形した後にリード端子部を直角に折り曲げる。したがって、リードフレームには、導電性に加えて強度、とりわけ曲げ加工性が要求されるが、強度と曲げ加工性は一般に両立しない。
従来技術では、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｐ系合金中のＮｉ，Ｐ，Ｍｇ成分量を調整し、強度及び導電性、耐応力緩和性を備えた合金が知られている。（例えば、特許文献１）。しかしこの特許文献１記載の発明は、電気接続端子やコネクターに用いることを目的とし、耐応力緩和特性に優れた合金であるものの、曲げ加工性を確保するために、十分な強度を具備するものではなかった。
そこで、本発明はＣｕ−Ｎｉ−Ｐ−Ｍｇ系合金の優れた導電性を損なうことなく、ばね材及び半導体機器のリードフレーム材として十分な強度とを有し、曲げ加工性も兼備した銅合金を目的とした。
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、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｐ−Ｍｇ系合金について、成分調整を行った上で、析出物の形態（形状、大きさ及び面積率）を規定範囲に調整することで高導電性と曲げ加工性を損なうことなく、従来にない高強度を有する銅合金が得られることを見出した。
すなわち、本発明は以下の通りである。
（１）質量割合にて、Ｎｉ：１．０％を超え２．０％以下、Ｐ：０．１％以上０．５％以下、Ｍｇ：０．０１％以上０．２０％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、残部がＣｕ及び不可避的不純物から成るＣｕ−Ｎｉ−Ｐ−Ｍｇ系合金において、導電率：４０％ＩＡＣＳ以上を有し、Ｎｉ−Ｐ−Ｍｇ系析出物の大きさと形状について、長径：ａ、短径：ｂとした時、少なくもアスペクト比ａ／ｂが２〜５０でかつ短径ｂが１０〜２５ｎｍとなる析出物を有し、左記析出物とアスペクト比ａ／ｂが２未満でかつ短径ｂが２０〜５０ｎｍとなる析出物との面積の総和が銅合金中の全析出物の面積の総和に対して８０％以上を占めることを特徴とする優れた強度、導電性及び曲げ加工性を兼備した電子部品用高強度高導電性銅合金。
（１）質量割合にて、Ｎｉ：１．０％を超え２．０％以下、Ｐ：０．１％以上０．５％以下、Ｍｇ：０．０１％以上０．２０％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、残部がＣｕ及び不可避的不純物から成るＣｕ−Ｎｉ−Ｐ−Ｍｇ系合金において、導電率：４０％ＩＡＣＳ以上を有し、Ｎｉ−Ｐ−Ｍｇ系析出物の大きさと形状について、長径：ａ、短径：ｂとした時、少なくもアスペクト比ａ／ｂが２〜５０でかつ短径ｂが１０〜２５ｎｍとなる析出物を有し、左記析出物とアスペクト比ａ／ｂが２未満でかつ短径ｂが２０〜５０ｎｍとなる析出物との面積の総和が銅合金中の全析出物の面積の総和に対して８０％以上を占めることを特徴とする優れた強度、導電性及び曲げ加工性を兼備した電子部品用高強度高導電性銅合金。
（２）上記（１）に記載のＣｕ−Ｎｉ−Ｐ−Ｍｇ系合金において、Ｚｎ、Ｓｎ及びＩｎのうち１種以上を合計で０．０１％以上１．０％以下含むことを特徴とする優れた強度、導電性及び曲げ加工性を兼備した電子部品用高強度高導電性銅合金。
（３）引張強さ：７００ＭＰａ以上９５０ＭＰａ以下である上記（１）または（２）のいずれかに記載された電子部品用高強度高導電性銅合金。
（４）引張強さ：７５０ＭＰａ以上１０００ＭＰａ以下である上記（２）に記載された電子部品用高強度高導電性銅合金。
（４）引張強さ：７５０ＭＰａ以上１０００ＭＰａ以下である上記（２）に記載された電子部品用高強度高導電性銅合金。
（５）質量割合にて、Ｎｉ：１．０％を超え２．０％以下、Ｐ：０．１％以上０．５％以下、Ｍｇ：０．０１％以上０．２０％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、残部がＣｕ及び不可避的不純物から成るＣｕ−Ｎｉ−Ｐ−Ｍｇ系合金のインゴットを熱間圧延し、熱間圧延終了時に材料温度６００〜８５０℃から水冷を行って溶体化処理後、３００〜５５０℃で０．１〜２４時間の時効処理をして、Ｎｉ−Ｐ−Ｍｇ系析出物の大きさと形状について、長径：ａ、短径：ｂとした時、アスペクト比ａ／ｂが２〜５０でかつ短径ｂが１０〜２５ｎｍとなる析出物の面積の総和が銅合金中の全析出物の面積の総和に対して８０％以上を占める中間材を製造し、この中間材を冷間圧延する請求項１〜４のいずれかに記載された電子部品用高強度高導電性銅合金の製造方法。
なお、本明細書においては、アスペクト比ａ／ｂが２〜５０でかつ短径ｂが１０〜２５ｎｍとなる析出物とアスペクト比ａ／ｂが２未満でかつ短径ｂが２０〜５０ｎｍとなる析出物との面積の総和が銅合金中全析出物の面積の総和に対する割合を「面積率Ｃ」と表現する。また、アスペクト比ａ／ｂが２〜５０なる析出物を「繊維状の析出物」、アスペクト比ａ／ｂが２未満での「球状の析出物」と表現する。
本発明の銅合金は、従来のＣｕ−Ｎｉ−Ｐ−Ｍｇ系銅合金として優れた熱伝導、導電性を損なうことなく、これまでにない優れた強度を備え、良好な曲げ加工性を兼備する。したがって、急速に展開するＩＴ化に対応し、特に小型、高集積化されたリードフレーム、端子及びコネクター等の各種電気電子部品に適切な材料として提供することが可能となる。
次に、本発明において銅合金の成分組成、析出物の形態（形状、大きさ、面積率）等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］
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及びＭｇとの化合物を析出させ、合金の強度上昇に寄与する。しかし、その含有量が１．０％以下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圧延時の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、粗大化した析出物が発生するようになって、大きさが特許請求の範囲から外れる析出物が多くなり、面積率Ｃを低下させることとなり好ましくない。従って本発明の合金のＮｉ含有量は１．０％超え２．０％以下、好ましくは１．１％以上１．８％以下である。
［Ｎｉ］
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及びＭｇとの化合物を析出させ、合金の強度上昇に寄与する。しかし、その含有量が１．０％以下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圧延時の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、粗大化した析出物が発生するようになって、大きさが特許請求の範囲から外れる析出物が多くなり、面積率Ｃを低下させることとなり好ましくない。従って本発明の合金のＮｉ含有量は１．０％超え２．０％以下、好ましくは１．１％以上１．８％以下である。
［Ｐ］
Ｐは、Ｎｉ及びＭｇ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０．１％未満であると化合物の析出が不十分であるため、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圧延時の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、粗大化した析出物が発生するようになって、大きさが特許請求の範囲から外れる析出物が多くなり、面積率Ｃを低下させることとなり好ましくない。従って本発明の合金のＰ含有量は０．１％以上０．５％以下、好ましくは０．２％以上０．４％以下である。
Ｐは、Ｎｉ及びＭｇ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０．１％未満であると化合物の析出が不十分であるため、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圧延時の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、粗大化した析出物が発生するようになって、大きさが特許請求の範囲から外れる析出物が多くなり、面積率Ｃを低下させることとなり好ましくない。従って本発明の合金のＰ含有量は０．１％以上０．５％以下、好ましくは０．２％以上０．４％以下である。
［Ｍｇ］
Ｍｇは、Ｎｉ及びＰ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。
また、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｐ系合金を後述する本発明の製造方法にて製造すると、アスペクト比ａ／ｂが１〜５の粒状に近い析出物が得られるに対して、Ｍｇを添加すると、後述する本発明の製造方法においてはアスペクト比ａ／ｂが２〜５０の繊維状の析出物が得られる。この場合、Ｎｉ、Ｐが同量のＣｕ−Ｎｉ−Ｐ系合金に比べより高強度が得られる。さらに、その効果は、Ｍｇが固溶して得られる強度の上昇より大きい。
ただし、Ｍｇ含有量が０．０１％未満であると所望の強度及び耐熱性が得られない。一方、Ｍｇ含有量が０．２０％を超えて含有させると熱間圧延時の加工性が著しく低下すると共に導電率の低下が顕著となる。また、粗大化した析出物が発生するように、大きさが特許請求の範囲から外れる析出物が多くなり、面積率Ｃを低下させることとなり好ましくない。
従って本発明の合金のＭｇ含有量は０．０１％以上０．２０％以下、好ましくは０．０２％以上０．１５％以下である。
Ｍｇは、Ｎｉ及びＰ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。
また、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｐ系合金を後述する本発明の製造方法にて製造すると、アスペクト比ａ／ｂが１〜５の粒状に近い析出物が得られるに対して、Ｍｇを添加すると、後述する本発明の製造方法においてはアスペクト比ａ／ｂが２〜５０の繊維状の析出物が得られる。この場合、Ｎｉ、Ｐが同量のＣｕ−Ｎｉ−Ｐ系合金に比べより高強度が得られる。さらに、その効果は、Ｍｇが固溶して得られる強度の上昇より大きい。
ただし、Ｍｇ含有量が０．０１％未満であると所望の強度及び耐熱性が得られない。一方、Ｍｇ含有量が０．２０％を超えて含有させると熱間圧延時の加工性が著しく低下すると共に導電率の低下が顕著となる。また、粗大化した析出物が発生するように、大きさが特許請求の範囲から外れる析出物が多くなり、面積率Ｃを低下させることとなり好ましくない。
従って本発明の合金のＭｇ含有量は０．０１％以上０．２０％以下、好ましくは０．０２％以上０．１５％以下である。
［Ｎｉ／Ｐ］
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４．０未満且つ６．５を超えると、析出物の適切な組成比から外れるために４．０未満の場合にはＰ、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。また４．０未満、及び６．５を超えたいずれの場合もＭｇが合金中に固溶する量が増大するために熱間圧延時の加工性が著しく低下すると共に導電率の低下が顕著となる。
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以上６．０以下である。
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４．０未満且つ６．５を超えると、析出物の適切な組成比から外れるために４．０未満の場合にはＰ、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。また４．０未満、及び６．５を超えたいずれの場合もＭｇが合金中に固溶する量が増大するために熱間圧延時の加工性が著しく低下すると共に導電率の低下が顕著となる。
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以上６．０以下である。
［Ｏ］
ＯはＰやＭｇと合金中で反応しやすく、合金中に酸化物の状態で存在するとＮｉ−Ｐ−Ｍｇ系の化合物の析出を阻害し、強度向上が低下すると共に曲げ加工性が劣化する。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。
ＯはＰやＭｇと合金中で反応しやすく、合金中に酸化物の状態で存在するとＮｉ−Ｐ−Ｍｇ系の化合物の析出を阻害し、強度向上が低下すると共に曲げ加工性が劣化する。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。
［Ｚｎ、Ｓｎ、Ｉｎ］
Ｚｎ、Ｓｎ及びＩｎ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。従って必要によりこれらの金属を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Ｚｎ、Ｓｎ及びＩｎ量は、０．０１％以上１．０％以下、好ましくは総量で０．０５％以上０．８％以下である。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、総量で０．０１％以上の場合には、不可避的不純物とはみなさない。
Ｚｎ、Ｓｎ及びＩｎ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。従って必要によりこれらの金属を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Ｚｎ、Ｓｎ及びＩｎ量は、０．０１％以上１．０％以下、好ましくは総量で０．０５％以上０．８％以下である。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、総量で０．０１％以上の場合には、不可避的不純物とはみなさない。
［析出物の形態（形状、大きさ、面積率）］
析出硬化型銅合金においては、一般に小さい析出物をより多く分散させるとともに、各析出物の分散間隔を小さくすることで高強度化を図ることが知られている。
本発明において、発明者らは、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｐ−Ｍｇ系合金において析出物の形態について着目し、高強度化を図る上で、アスペクト比ａ／ｂが２以上の繊維状の析出物が存在することが、アスペクト比ａ／ｂが２未満の球状の析出物が単独で存在するよりも高強度化の効果が大きいことを見出したのである。すなわち、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｐ−Ｍｇ系合金において、アスペクト比ａ／ｂが２〜５０でかつ短径ｂが１０〜２５ｎｍの析出物が存在することが高強度化に大きく寄与することがわかった。
析出硬化型銅合金においては、一般に小さい析出物をより多く分散させるとともに、各析出物の分散間隔を小さくすることで高強度化を図ることが知られている。
本発明において、発明者らは、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｐ−Ｍｇ系合金において析出物の形態について着目し、高強度化を図る上で、アスペクト比ａ／ｂが２以上の繊維状の析出物が存在することが、アスペクト比ａ／ｂが２未満の球状の析出物が単独で存在するよりも高強度化の効果が大きいことを見出したのである。すなわち、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｐ−Ｍｇ系合金において、アスペクト比ａ／ｂが２〜５０でかつ短径ｂが１０〜２５ｎｍの析出物が存在することが高強度化に大きく寄与することがわかった。
上記の要件を満たすＣｕ−Ｎｉ−Ｐ−Ｍｇ系合金は、インゴット鋳造、熱間圧延、溶体化処理、中間冷間圧延、溶体化処理、時効処理、最終冷間圧延の順で行われる製造工程において、最終冷間圧延前の溶体化処理、時効処理にて以下に説明する析出物の形態を作りこむことで、最終冷間圧延後に得られる。
さらに、上記の製造工程で得られたものに熱処理を施して得られたもの、本発明を中間冷間圧延に利用して最終冷間圧延で得られたものも本発明に含まれる。
以下に各製造工程の析出物の形態を詳細に説明する。
さらに、上記の製造工程で得られたものに熱処理を施して得られたもの、本発明を中間冷間圧延に利用して最終冷間圧延で得られたものも本発明に含まれる。
以下に各製造工程の析出物の形態を詳細に説明する。
（ａ）最終冷間圧延後の析出物の形態
本発明における溶体化処理、時効処理を施して最終冷間圧延後に得られる析出物の形態は、アスペクト比ａ／ｂが２以上の繊維状であるが、短径ｂが１０ｎｍ未満はほとんど存在しない。本発明のＣｕ−Ｎｉ−Ｐ−Ｍｇ系合金においては、短径ｂが１０ｎｍ以上の析出物は、冷間圧延前と冷間圧延後においてほとんど変化しないが、短径ｂが１０ｎｍ未満の冷間圧延前の析出物については、冷間圧延にて再固溶して消滅するためである。
本発明における溶体化処理、時効処理を施して最終冷間圧延後に得られる析出物の形態は、アスペクト比ａ／ｂが２以上の繊維状であるが、短径ｂが１０ｎｍ未満はほとんど存在しない。本発明のＣｕ−Ｎｉ−Ｐ−Ｍｇ系合金においては、短径ｂが１０ｎｍ以上の析出物は、冷間圧延前と冷間圧延後においてほとんど変化しないが、短径ｂが１０ｎｍ未満の冷間圧延前の析出物については、冷間圧延にて再固溶して消滅するためである。
一方、短径ｂが２５ｎｍを超える析出物は、析出物の分散間隔が大きくなり過ぎるために、２５ｎｍ以下と比べると強度が低下してしまう。
また、アスペクト比ａ／ｂが５０を超えて存在する場合には、短径ｂも２５ｎｍを超えることが多く、短径ｂが１０〜２５ｎｍで５０を超えて存在することは少ない。しかしながら、アスペクト比ａ／ｂが５０を超えて存在すると析出物の分散間隔が大きくなり、強度が低下してしまう。
従って、高強度化に寄与する好ましい繊維状の析出物（アスペクト比ａ／ｂが２以上）の短径ｂを１０〜２５ｎｍとし、アスペクト比ａ／ｂは５０以下とした。
また、アスペクト比ａ／ｂが５０を超えて存在する場合には、短径ｂも２５ｎｍを超えることが多く、短径ｂが１０〜２５ｎｍで５０を超えて存在することは少ない。しかしながら、アスペクト比ａ／ｂが５０を超えて存在すると析出物の分散間隔が大きくなり、強度が低下してしまう。
従って、高強度化に寄与する好ましい繊維状の析出物（アスペクト比ａ／ｂが２以上）の短径ｂを１０〜２５ｎｍとし、アスペクト比ａ／ｂは５０以下とした。
一方、析出物のすべてを上記規定の短径ｂおよびアスペクト比ａ／ｂの範囲内に制御することは難しいため、上記規定の範囲内となる析出物の全析出物に対する割合が重要である。そこで、合金中の全析出物の面積総和に対して、上記限定範囲にある析出物の面積総和の割合を面積率Ｃとし、本発明では面積率Ｃを規定した。例えば２００ｎｍ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十分に再固溶することなく、冷間圧延後に短径ｂが２５ｎｍを超えかつアスペクト比ａ／ｂが２を超える析出物が多く存在し、面積率Ｃが８０％未満となってしまう場合がある。この場合には、析出物の分散間隔が大きくなり所望の強度は得られないこととなる。したがって、面積率Ｃは８０％以上とした。
（ｂ）最終冷間圧延後に熱処理した場合の析出物の形態
本発明の繊維状（アスペクト比ａ／ｂが２〜５０）の析出物は高強度化には有効であるが、冷間圧延において、例えば圧延歪＝２以上の圧延を行うと、繊維状の析出物の一部が再固溶し、導電率の低下は少なからず生じる。ここで、圧延歪は、圧延前の板厚をｔ０、圧延後の板厚をｔとした場合、圧延歪＝ｌｎ（ｔ０／ｔ）で表される。
本発明の繊維状（アスペクト比ａ／ｂが２〜５０）の析出物は高強度化には有効であるが、冷間圧延において、例えば圧延歪＝２以上の圧延を行うと、繊維状の析出物の一部が再固溶し、導電率の低下は少なからず生じる。ここで、圧延歪は、圧延前の板厚をｔ０、圧延後の板厚をｔとした場合、圧延歪＝ｌｎ（ｔ０／ｔ）で表される。
そこで、本発明においては最終冷間圧延後に熱処理をすることで、析出物が再固溶した元素を析出させ、導電率の向上を図ることができる。この場合、析出物が再固溶した元素は球状（アスペクト比ａ／ｂが２未満）で析出物を形成する。一方、すでに析出している繊維状の析出物（アスペクト比ａ／ｂが２〜５０）で短径ｂが１０〜２５ｎｍであるものは、ほとんど変化せず、存在する。この結果、高強度が維持されつつ、高導電性が得られる。ただし、この熱処理において球状の析出物の短径ｂが５０ｎｍを超えるようなものを析出させてしまうと、強度は低下してしまう。したがって、アスペクト比ａ／ｂが２未満については、析出物の短径ｂが５０ｎｍ以下とする。さらに、後述する本発明を中間冷間圧延に利用した場合に圧延後の熱処理によって析出する析出物のアスペクト比ａ／ｂが２未満で、短径ｂが２０ｎｍ未満である場合、最終冷間圧延において再固溶してしまうことを考慮し、短径ｂは２０ｎｍ以上が好ましいとした。
なお、この状態においても（ａ）で説明したような理由で、面積率Ｃは８０％以上とした。
なお、この状態においても（ａ）で説明したような理由で、面積率Ｃは８０％以上とした。
最終冷間圧延後に熱処理を施す場合、高強度化及び高導電性に寄与する好ましい析出物は、アスペクト比ａ／ｂが２〜５０でかつ短径ｂが１０〜２５ｎｍの析出物及びアスペクト比ａ／ｂが２以下でかつ短径ｂが２０〜５０ｎｍとなる析出物である。
したがって、最終冷間圧延でアスペクト比ａ／ｂが２〜５０でかつ短径ｂが１０〜２５ｎｍの析出物の面積率Ｃが８０％以上となったものを熱処理を施すことで、ａ／ｂが２〜５０でかつ短径ｂが１０〜２５ｎｍとなる析出物を有し、左記析出物とアスペクト比ａ／ｂが２以下でかつ短径ｂが２０〜５０ｎｍとなる析出物との面積の総和が銅合金中の全析出物の面積の総和に対して８０％以上とすることも本発明である。
したがって、最終冷間圧延でアスペクト比ａ／ｂが２〜５０でかつ短径ｂが１０〜２５ｎｍの析出物の面積率Ｃが８０％以上となったものを熱処理を施すことで、ａ／ｂが２〜５０でかつ短径ｂが１０〜２５ｎｍとなる析出物を有し、左記析出物とアスペクト比ａ／ｂが２以下でかつ短径ｂが２０〜５０ｎｍとなる析出物との面積の総和が銅合金中の全析出物の面積の総和に対して８０％以上とすることも本発明である。
（ｃ）最終冷間圧延前の析出物の形態及び製造方法
上述したように本発明における冷間圧延前の短径ｂ１０ｎｍ以上の繊維状の析出物アスペクト比ａ／ｂが２以上）の大きさは、冷間圧延してもほとんど変化しないことから、最終冷間圧延後にアスペクト比ａ／ｂが２〜５０でかつ短径ｂが１０〜２５ｎｍの析出物の面積率Ｃが８０％以上を得るためには、最終冷間圧延前にアスペクト比ａ／ｂが２〜５０でかつ短径ｂが１０〜２５ｎｍの析出物の面積率Ｃが８０％以上であればよいことがわかる。
具体的には、最終冷間圧延前に、溶体化処理に引き続き時効処理し、Ｎｉ−Ｐ−Ｍｇ系析出物においてアスペクト比ａ／ｂが２〜５０でかつ短径ｂが１０〜２５ｎｍの析出物の面積率Ｃが８０％以上を占めさせた後、最終冷間圧延することで製造することができる。
上述したように本発明における冷間圧延前の短径ｂ１０ｎｍ以上の繊維状の析出物アスペクト比ａ／ｂが２以上）の大きさは、冷間圧延してもほとんど変化しないことから、最終冷間圧延後にアスペクト比ａ／ｂが２〜５０でかつ短径ｂが１０〜２５ｎｍの析出物の面積率Ｃが８０％以上を得るためには、最終冷間圧延前にアスペクト比ａ／ｂが２〜５０でかつ短径ｂが１０〜２５ｎｍの析出物の面積率Ｃが８０％以上であればよいことがわかる。
具体的には、最終冷間圧延前に、溶体化処理に引き続き時効処理し、Ｎｉ−Ｐ−Ｍｇ系析出物においてアスペクト比ａ／ｂが２〜５０でかつ短径ｂが１０〜２５ｎｍの析出物の面積率Ｃが８０％以上を占めさせた後、最終冷間圧延することで製造することができる。
（ｄ）本発明を中間冷間圧延に利用した場合の最終圧延後の析出物の形態
中間冷間圧延前に溶体化処理に引き続き時効処理し、Ｎｉ−Ｐ−Ｍｇ系析出物においてアスペクト比ａ／ｂが２〜５０でかつ短径ｂが１０〜２５ｎｍの析出物の面積率Ｃが８０％以上を占めさせた後、中間冷間圧延をした場合には、中間冷間圧延後の析出物は、アスペクト比ａ／ｂが２〜５０でかつ短径ｂが１０〜２５ｎｍの析出物の面積率Ｃが８０％以上の状態のものが得られる。これを時効処理や歪取り等の熱処理をした後、最終冷間圧延を実施すると析出物においてアスペクト比ａ／ｂが２〜５０でかつ短径ｂが１０〜２５ｎｍの析出物とアスペクト比ａ／ｂが２未満でかつ短径ｂが５０ｎｍ以下の析出物との面積率Ｃが８０％以上を有しつつ、高強度、高導電性を有する銅合金が得られる。
中間冷間圧延前に溶体化処理に引き続き時効処理し、Ｎｉ−Ｐ−Ｍｇ系析出物においてアスペクト比ａ／ｂが２〜５０でかつ短径ｂが１０〜２５ｎｍの析出物の面積率Ｃが８０％以上を占めさせた後、中間冷間圧延をした場合には、中間冷間圧延後の析出物は、アスペクト比ａ／ｂが２〜５０でかつ短径ｂが１０〜２５ｎｍの析出物の面積率Ｃが８０％以上の状態のものが得られる。これを時効処理や歪取り等の熱処理をした後、最終冷間圧延を実施すると析出物においてアスペクト比ａ／ｂが２〜５０でかつ短径ｂが１０〜２５ｎｍの析出物とアスペクト比ａ／ｂが２未満でかつ短径ｂが５０ｎｍ以下の析出物との面積率Ｃが８０％以上を有しつつ、高強度、高導電性を有する銅合金が得られる。
中間冷間圧延前に、溶体化処理に引き続き時効処理し、Ｎｉ−Ｐ−Ｍｇ系析出物においてアスペクト比ａ／ｂが２〜５０でかつ短径ｂが１０〜２５ｎｍの析出物の面積率Ｃが８０％以上を占めさせた後、中間冷間圧延、熱処理、最終圧延後にａ／ｂが２〜５０でかつ短径ｂが１０〜２５ｎｍとなる析出物を有し、左記析出物とアスペクト比ａ／ｂが２以下でかつ短径ｂが２０〜５０ｎｍとなる析出物との面積の総和が銅合金中の全析出物の面積の総和に対して８０％以上とすることも本発明である。
以上より、本発明の合金は優れた電気及び熱伝導性、強度、ばね性、曲げ加工性を兼備し、引張強さが好ましくは７００〜９５０ＭＰａ、更に好ましくは７５０〜１０００ＭＰａ、導電率が好ましくは４５〜６５％ＩＡＣＳの特性値を示す。
試料の製造
電気銅或いは無酸素銅を主原料とし、ニッケル、Ｃｕ−Ｐ母合金、銅マグネシウム母合金、亜鉛、錫、インジウムを副原料とし、高周波溶解炉にて真空中又はアルゴン雰囲気中で溶製し、２５×５０×１５０ｍｍのインゴットに鋳造した。次にインゴットを熱間圧延及び溶体化処理、時効処理、最終冷間圧延の順に実施し、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」、「導電率」、「曲げ加工性」の評価を行った。
電気銅或いは無酸素銅を主原料とし、ニッケル、Ｃｕ−Ｐ母合金、銅マグネシウム母合金、亜鉛、錫、インジウムを副原料とし、高周波溶解炉にて真空中又はアルゴン雰囲気中で溶製し、２５×５０×１５０ｍｍのインゴットに鋳造した。次にインゴットを熱間圧延及び溶体化処理、時効処理、最終冷間圧延の順に実施し、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」、「導電率」、「曲げ加工性」の評価を行った。
目的の析出物を製造するための方法
目的の析出物を製造するための方法の一例を次の通り示す。
（ａ）析出物の大きさが特許請求の範囲内の場合
インゴットを６５０〜９５０℃に０．５〜２４時間加熱し、鋳造時に生じたＮｉ−Ｐ−Ｍｇ系晶出物を固溶させた後、熱間圧延を行う。熱間圧延終了時に材料温度６００〜８５０℃、好ましくは７００〜８５０℃から水冷を行う。熱間圧延終了時に６００℃以上の材料温度が得られない場合は、再度７００〜９５０℃に０．５時間以上加熱後、水冷し溶体化を十分に行う。その後３００〜５５０℃で０．１〜２４時間の時効処理を行う。
（ｂ）析出物の短径ｂが特許請求の範囲より小さい場合
熱間圧延は上記（ａ）と同様に行い、２５０〜４００℃で０．１〜２４時間の時効処理を行う。
（ｃ）析出物の短径ｂが特許請求の範囲より大きい場合
熱間圧延前のインゴットの加熱は上記（ａ）と同様に行い、熱間圧延後の積極的な冷却は行わず、放冷（空冷）する。その後５００〜７００℃で０．１〜２４時間の時効処理を行う。
目的の析出物を製造するための方法の一例を次の通り示す。
（ａ）析出物の大きさが特許請求の範囲内の場合
インゴットを６５０〜９５０℃に０．５〜２４時間加熱し、鋳造時に生じたＮｉ−Ｐ−Ｍｇ系晶出物を固溶させた後、熱間圧延を行う。熱間圧延終了時に材料温度６００〜８５０℃、好ましくは７００〜８５０℃から水冷を行う。熱間圧延終了時に６００℃以上の材料温度が得られない場合は、再度７００〜９５０℃に０．５時間以上加熱後、水冷し溶体化を十分に行う。その後３００〜５５０℃で０．１〜２４時間の時効処理を行う。
（ｂ）析出物の短径ｂが特許請求の範囲より小さい場合
熱間圧延は上記（ａ）と同様に行い、２５０〜４００℃で０．１〜２４時間の時効処理を行う。
（ｃ）析出物の短径ｂが特許請求の範囲より大きい場合
熱間圧延前のインゴットの加熱は上記（ａ）と同様に行い、熱間圧延後の積極的な冷却は行わず、放冷（空冷）する。その後５００〜７００℃で０．１〜２４時間の時効処理を行う。
析出物の評価
走査型電子顕微鏡及び透過型電子顕微鏡を使用して、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、断面の析出物を１０視野観察した。析出物の大きさ（長径ｂ）が５〜５０ｎｍの場合は５０万倍〜７０万倍の倍率の視野（約１．４×１０１０〜２．０×１０１０nm２）、１００〜２０００ｎｍの場合は５〜１０万倍の視野（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）を用いて大きさが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。これら析出物のうちランダムに１００個取り出し、長径ａが５ｎｍ以上の全析出物の面積総和に対して、アスペクト比ａ／ｂが２〜５０でかつ短径ｂが１０〜２５ｎｍの析出物の面積とアスペクト比ａ／ｂが２未満でかつ短径ｂが５０ｎｍ以下の析出物の面積総和の割合を面積率Ｃ（％）として算出した。
なお、最終冷間圧延（通常は圧延歪＝２以上）により、冷間圧延前の析出物の短径ｂが１０ｎｍより小さいＮｉ−Ｐ−Ｍｇ系析出物は固溶してしまうが、短径ｂが１０ｎｍ以上の析出物は最終冷間圧延後もその長径、短径ｂ及びアスペクト比ａ／ｂを保つことを確認した。又、析出物の面積率Ｃも同様に最終冷間圧延後もほとんど変化しない。
走査型電子顕微鏡及び透過型電子顕微鏡を使用して、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、断面の析出物を１０視野観察した。析出物の大きさ（長径ｂ）が５〜５０ｎｍの場合は５０万倍〜７０万倍の倍率の視野（約１．４×１０１０〜２．０×１０１０nm２）、１００〜２０００ｎｍの場合は５〜１０万倍の視野（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）を用いて大きさが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。これら析出物のうちランダムに１００個取り出し、長径ａが５ｎｍ以上の全析出物の面積総和に対して、アスペクト比ａ／ｂが２〜５０でかつ短径ｂが１０〜２５ｎｍの析出物の面積とアスペクト比ａ／ｂが２未満でかつ短径ｂが５０ｎｍ以下の析出物の面積総和の割合を面積率Ｃ（％）として算出した。
なお、最終冷間圧延（通常は圧延歪＝２以上）により、冷間圧延前の析出物の短径ｂが１０ｎｍより小さいＮｉ−Ｐ−Ｍｇ系析出物は固溶してしまうが、短径ｂが１０ｎｍ以上の析出物は最終冷間圧延後もその長径、短径ｂ及びアスペクト比ａ／ｂを保つことを確認した。又、析出物の面積率Ｃも同様に最終冷間圧延後もほとんど変化しない。
試験片の物性評価
「強度」については、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に規定された引張試験に従って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、標準軟銅（体積抵抗率が１．７２４１μΩｃｍのもの）との電導度の比を百分率で表し、％ＩＡＣＳで表示した。
「曲げ加工性」については、Ｗ曲げ試験機で１０ｍｍ幅の試験片を曲げ半径０．１５ｍｍの金型で５０ｋＮの荷重で曲げ試験した曲げ部表面を光学顕微鏡（１００倍）で観察することにより割れの有無を調査評価し、割れ発生のない場合を○、割れが発生した場合を×で表示した。
「強度」については、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に規定された引張試験に従って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、標準軟銅（体積抵抗率が１．７２４１μΩｃｍのもの）との電導度の比を百分率で表し、％ＩＡＣＳで表示した。
「曲げ加工性」については、Ｗ曲げ試験機で１０ｍｍ幅の試験片を曲げ半径０．１５ｍｍの金型で５０ｋＮの荷重で曲げ試験した曲げ部表面を光学顕微鏡（１００倍）で観察することにより割れの有無を調査評価し、割れ発生のない場合を○、割れが発生した場合を×で表示した。
本発明に係る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、比較例と共に説明する。
実施例１〜７と比較例８〜１２とは本発明の合金組成の範囲について比較するものであり、比較例８〜１２は、本発明の合金組成の範囲から外れた成分での合金である。そこで、冷間圧延後では短径ｂ及びアスペクト比ａ／ｂについて請求の範囲を満たし、面積率Ｃは、実施例１〜７、比較例８〜１２とも、８０％以上とした。
実施例１〜７と比較例８〜１２とは本発明の合金組成の範囲について比較するものであり、比較例８〜１２は、本発明の合金組成の範囲から外れた成分での合金である。そこで、冷間圧延後では短径ｂ及びアスペクト比ａ／ｂについて請求の範囲を満たし、面積率Ｃは、実施例１〜７、比較例８〜１２とも、８０％以上とした。
実施例及び比較例の強度、導電性、曲げ加工性の結果を表２に示す。
実施例１〜７は、本発明の合金組成の範囲であるため、優れた強度、導電率及び曲げ加工性を具備していた。一方、比較例８〜１２までの結果を検討すると、比較例８は、Ｎｉの添加量が１．０％未満となっているために、Ｎｉ−Ｐ−Ｍｇ系析出物の析出量が少なくなるため、充分な強度が得られない。比較例９は、Ｐの添加量が０．５％を超えるため、Ｐの固溶量が増してしまい導電率の低下を生じ、かつ曲げ加工性が劣る。比較例１０は、Ｎｉ／Ｐ比が析出物の適切な組成比から外れるために、Ｎｉの固溶する量が増大して導電率の低下が生じ、又Ｎｉ−Ｐ−Ｍｇ系析出物の析出量が少なくなるため、十分な強度が得られない。比較例１１は、副成分としてＺｎ，Ｓｎ,Ｉｎの添加量が総じて１．０％を超えているため、これらの固溶により強度は高いものの、固溶によって導電率が低下し、又曲げ加工性が劣る。なお、比較例１１でのＺｎ，Ｓｎ，Ｉｎは不可避的不純物ではないので、比較例１１は発明例に該当しない。比較例１２は、Ｍｇの添加量が０．２％を超えるため、Ｍｇの固溶量が増してしまい導電率の低下を生じ、かつ曲げ加工性が劣る。
実施例１〜７は、本発明の合金組成の範囲であるため、優れた強度、導電率及び曲げ加工性を具備していた。一方、比較例８〜１２までの結果を検討すると、比較例８は、Ｎｉの添加量が１．０％未満となっているために、Ｎｉ−Ｐ−Ｍｇ系析出物の析出量が少なくなるため、充分な強度が得られない。比較例９は、Ｐの添加量が０．５％を超えるため、Ｐの固溶量が増してしまい導電率の低下を生じ、かつ曲げ加工性が劣る。比較例１０は、Ｎｉ／Ｐ比が析出物の適切な組成比から外れるために、Ｎｉの固溶する量が増大して導電率の低下が生じ、又Ｎｉ−Ｐ−Ｍｇ系析出物の析出量が少なくなるため、十分な強度が得られない。比較例１１は、副成分としてＺｎ，Ｓｎ,Ｉｎの添加量が総じて１．０％を超えているため、これらの固溶により強度は高いものの、固溶によって導電率が低下し、又曲げ加工性が劣る。なお、比較例１１でのＺｎ，Ｓｎ，Ｉｎは不可避的不純物ではないので、比較例１１は発明例に該当しない。比較例１２は、Ｍｇの添加量が０．２％を超えるため、Ｍｇの固溶量が増してしまい導電率の低下を生じ、かつ曲げ加工性が劣る。
実施例１〜７と比較例１３〜１７とは析出物の状態（析出物の短径ｂ及びアスペクト比ａ／ｂ）が異なることによる面積率Ｃを比較する例であり、比較例１３〜１７については、本発明の面積率Ｃをから外れる例である。なお、発明例の合金組成は表１、比較例の合金組成は表３に示すように特許請求の範囲内である。
析出物の面積率Ｃと強度、導電性、曲げ加工性の結果を実施例は表４に、比較例は表５に示す。なお、比較例については、面積率Ｃのみでは、析出物の状態がわかりにくいため、参考として平均短径と平均のアスペクト比を示しておく。ここで、平均短径は、各析出物の短径の平均値であり、平均のアスペクト比は各析出物の長径の総和を短径の総和で除した値である。
実施例は、面積率Ｃが８０％以上であるため、優れた強度、導電率及び曲げ加工性を具備している。
実施例は、面積率Ｃが８０％以上であるため、優れた強度、導電率及び曲げ加工性を具備している。
比較例１３は、冷間圧延前の析出物の短径ｂが規定範囲より小さく、規定を満たす析出物の面積率Ｃが０％であるため、析出物が冷間圧延中に固溶してしまい、冷間圧延後には析出物が観察されなかった。したがって、冷間圧延後の強度は、固溶強化によって高いが導電率が著しく低下し、曲げ加工性が劣る。
比較例１４では、冷間圧延前いおいて、短径ｂは２５ｎｍ以下であるがアスペクト比ａ／ｂが５０を超える析出物、アスペクト比ａ／ｂが５０以下であるが短径ｂは２５ｎｍを超える析出物、短径ｂが２５ｎｍを超えアスペクト比ａ／ｂも５０を超える析出物が多く存在する面積率Ｃが８０％未満である。冷間圧延後、析出物の大きさ（短径ｂ及びアスペクト比ａ／ｂ）はほとんど変化せず、析出物の固溶も見られず、面積率Ｃは冷間圧延前とはほとんど変化しない。そのため導電率は十分であるが、この析出物の大きさでは析出物による加工硬化は小さく、所望の強度が得られない。
比較例１４では、冷間圧延前いおいて、短径ｂは２５ｎｍ以下であるがアスペクト比ａ／ｂが５０を超える析出物、アスペクト比ａ／ｂが５０以下であるが短径ｂは２５ｎｍを超える析出物、短径ｂが２５ｎｍを超えアスペクト比ａ／ｂも５０を超える析出物が多く存在する面積率Ｃが８０％未満である。冷間圧延後、析出物の大きさ（短径ｂ及びアスペクト比ａ／ｂ）はほとんど変化せず、析出物の固溶も見られず、面積率Ｃは冷間圧延前とはほとんど変化しない。そのため導電率は十分であるが、この析出物の大きさでは析出物による加工硬化は小さく、所望の強度が得られない。
比較例１５は、冷間圧延前におけるアスペクト比ａ／ｂが２〜５０であるが短径ｂが２５ｎｍを超える粗大な析出物が多く見られ、面積率Ｃは極端に低い。冷間圧延後、析出物の大きさはほとんど変化せず、固溶も見られず、導電率は高いが、面積率Ｃが極端に低いため、加工硬化が非常に小さく、強度が著しく低くなった。
比較例１６は、１０〜２５ｎｍの短径ｂで、アスペクト比ａ／ｂが５０超える大きい析出物が多く見られ、面積率Ｃは極端に低い。比較例１５と同様に固溶は見られず導電率は高いが、加工硬化が小さく、強度が十分ではない。
比較例１４、１５、１６から本発明を構成する繊維状の析出物の上限規定が、短径ｂ２５ｎｍ以下かつアスペクト比ａ／ｂが５０以下であることがわかる。
比較例１７は、５〜１５ｎｍの短径ｂで、アスペクト比ａ／ｂが４〜６の微細な析出物が多く見られ、面積率Ｃが低い。１０ｎｍ未満の析出物は冷間圧延中に析出物が固溶してしまう。この場合には、１０ｎｍ以上の析出物はそのまま、残るため面積率Ｃは，１００％となるが、固溶強化により強度は十分なものの、導電率が著しく低下する。また、比較例１３と同様に曲げ加工性が悪い。
比較例１６は、１０〜２５ｎｍの短径ｂで、アスペクト比ａ／ｂが５０超える大きい析出物が多く見られ、面積率Ｃは極端に低い。比較例１５と同様に固溶は見られず導電率は高いが、加工硬化が小さく、強度が十分ではない。
比較例１４、１５、１６から本発明を構成する繊維状の析出物の上限規定が、短径ｂ２５ｎｍ以下かつアスペクト比ａ／ｂが５０以下であることがわかる。
比較例１７は、５〜１５ｎｍの短径ｂで、アスペクト比ａ／ｂが４〜６の微細な析出物が多く見られ、面積率Ｃが低い。１０ｎｍ未満の析出物は冷間圧延中に析出物が固溶してしまう。この場合には、１０ｎｍ以上の析出物はそのまま、残るため面積率Ｃは，１００％となるが、固溶強化により強度は十分なものの、導電率が著しく低下する。また、比較例１３と同様に曲げ加工性が悪い。
表４及び表５の下欄には、冷間圧延後の実施例７及び比較例１３に熱処理を施した例及び熱処理後にさらに冷間圧延を施した例である。冷間圧延後に熱処理すると、固溶している元素が球状の析出物として析出し、導電率を上げることができるが、圧延後の導電率が４７．１％である実施例Ｎｏ．７を熱処理した実施例Ｎｏ．１８では、導電率が５５．２％と向上する。この場合、冷間圧延で一部固溶している元素が、短径ｂが２０〜５０ｎｍでアスペクト比ａ／ｂが２未満の球状の析出物として析出する。そして、短径ｂ１０ｎｍ〜２５ｎｍかつアスペクト比ａ／ｂが２〜５０である析出物との総和の面積率Ｃが９５％となり、８０％以上となっている。
一方、析出物が全て固溶した比較例Ｎｏ．１３を熱処理した比較例Ｎｏ．１９では、球状の析出物（アスペクト比ａ／ｂが２未満）が析出し、短径ｂが２０〜５０ｎｍのものが８０％以上である。しかしながら、比較例Ｎｏ．１９は繊維状の析出物（アスペクト比ａ／ｂが２〜５０）が存在しないことから、繊維状の析出物（アスペクト比ａ／ｂが２〜５０）を有する実施例Ｎｏ．１８と比較すると強度が劣る。さらに５０ｎｍを超える析出物が多く存在する比較例２０では明らかに十分な強度が得られていない。
さらに、冷間圧延後に熱処理を施した実施例Ｎｏ．１８をさらに冷間圧延を施した実施例２１で高導電率を有しながら実施例Ｎｏ．１８よりも高い強度を得ることができる。
一方、比較例２２に圧延を施した比較例は、圧延しても５０ｎｍを超える析出物はほとんど変化せず、球状で５０ｎｍ超える析出物として存在するため、十分な強度が得られない。
一方、比較例２２に圧延を施した比較例は、圧延しても５０ｎｍを超える析出物はほとんど変化せず、球状で５０ｎｍ超える析出物として存在するため、十分な強度が得られない。
Claims (5)
- 質量割合にて、Ｎｉ：１．０％を超え２．０％以下、Ｐ：０．１％以上０．５％以下、Ｍｇ：０．０１％以上０．２０％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、残部がＣｕ及び不可避的不純物から成るＣｕ−Ｎｉ−Ｐ−Ｍｇ系合金において、導電率：４０％ＩＡＣＳ以上を有し、Ｎｉ−Ｐ−Ｍｇ系析出物の大きさと形状について、長径：ａ、短径：ｂとした時、少なくもアスペクト比ａ／ｂが２〜５０でかつ短径ｂが１０〜２５ｎｍとなる析出物を有し、左記析出物とアスペクト比ａ／ｂが２未満でかつ短径ｂが２０〜５０ｎｍとなる析出物との面積の総和が銅合金中の全析出物の面積の総和に対して８０％以上を占めることを特徴とする優れた強度、導電性及び曲げ加工性を兼備した電子部品用高強度高導電性銅合金。
- 請求項１に記載のＣｕ−Ｎｉ−Ｐ−Ｍｇ系合金において、Ｚｎ、Ｓｎ及びＩｎのうち１種以上を合計で０．０１％以上１．０％以下含むことを特徴とする優れた強度、導電性及び曲げ加工性を兼備した電子部品用高強度高導電性銅合金。
- 引張強さ：７００ＭＰａ以上９５０ＭＰａ以下である請求項１または２のいずれかに記載された電子部品用高強度高導電性銅合金。
- 引張強さ：７５０ＭＰａ以上１０００ＭＰａ以下である請求項２に記載された電子部品用高強度高導電性銅合金。
- 質量割合にて、Ｎｉ：１．０％を超え２．０％以下、Ｐ：０．１％以上０．５％以下、Ｍｇ：０．０１％以上０．２０％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、残部がＣｕ及び不可避的不純物から成るＣｕ−Ｎｉ−Ｐ−Ｍｇ系合金のインゴットを熱間圧延し、熱間圧延終了時に材料温度６００〜８５０℃から水冷を行って溶体化処理後、３００〜５５０℃で０．１〜２４時間の時効処理をして、Ｎｉ−Ｐ−Ｍｇ系析出物の大きさと形状について、長径：ａ、短径：ｂとした時、アスペクト比ａ／ｂが２〜５０でかつ短径ｂが１０〜２５ｎｍとなる析出物の面積の総和が銅合金中の全析出物の面積の総和に対して８０％以上を占める中間材を製造し、この中間材を冷間圧延する請求項１〜４のいずれかに記載された電子部品用高強度高導電性銅合金の製造方法。
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