JP4779100B2 - 銅合金材料の製造法 - Google Patents

Description

本発明は、コネクター、リードフレーム、リレー、スイッチなどの通電部材に適した析出強化型銅合金材料であって、特に導電性、強度、曲げ加工性を改善した銅合金材料、およびその製造法に関する。

電気・電子部品を構成するコネクター、リードフレーム、リレー、スイッチなどの通電部品には、通電によるジュール熱の発生を抑制するために良好な「導電性」が要求されると同時に、電気・電子機器の組立時や作動時に付与される応力に耐え得る「強度」が要求される。従来、このような通電部品には、用途に応じて「導電性」または「強度」の良好な材料が適宜選択されて使用されている。

ところが近年、電気・電子部品は高集積化、小型化、軽量化が進展しており、それに伴って通電部品には薄肉化の要求が高まっている。強度を重視する用途では８５０ＭＰａ以上の引張強さが望まれる場合がある。一方、例えば４５％ＩＡＣＳ以上あるいは更に５０％ＩＡＣＳ以上といった高い導電性を必要とする用途でも、７００ＭＰａ以上の引張強さを維持することが望まれる。また電気・電子部品の小型化に対応するには設計自由度を拡大することが極めて有利であり、そのためには通電部品の「加工性」の向上が不可欠である。リードフレームの材料では曲げ加工性に優れることも重要となる。しかし、「強度」と「加工性」、あるいは「強度」と「導電性」の間にはトレードオフの関係があり、一般的にこれらの特性を同時に高めることは容易でない。

銅合金の強化機構として、「固溶強化」、「析出強化」、「加工硬化」、「細粒強化（粒界強化）」が挙げられる。このうち「固溶強化」と「加工硬化」は導電性と加工性の低下を招きやすい。銅合金の導電性を高レベルに維持しながら高強度化を実現するには「析出強化」を利用することが有利である。

析出強化型銅合金としては、従来からＣu−Ｃr（−Ｚr）系、Ｃu−Ｆe−Ｐ系、Ｃu−Ｍg−Ｐ系、Ｃu−Ｎi−Ｓi系などの合金が実用化されている。中でも、Ｃu−Ｎi−Ｓi合金（いわゆるコルソン合金）は強度と導電率のバランスに優れた合金として近年注目されている。

しかしながら、析出強化型銅合金の特性を十分に引き出すためには、「溶体化処理」および「時効処理」を含む多くの製造工程が必要となり、しかも各工程での製造条件を厳しく管理しなければならないのが現状である。このため必然的に製造コストが高くなっている。具体的には、熱間圧延、冷間圧延、溶体化処理（または中間焼鈍）、冷間圧延、時効処理、仕上圧延、低温焼鈍の工程をとるのが一般的である。更に必要に応じて多回熱処理（溶体化、焼鈍、時効など）を採用したり熱処理と冷間圧延を繰り返したりする場合もある。

析出強化型銅合金の製造で必要とされる「溶体化処理」は、合金を析出物の固溶限界温度以上に加熱保持したのち急冷して過飽和固溶体を作る工程であり、溶体化条件を厳しく管理する必要がある。すなわち、溶体化温度が低いと再結晶が発生しないか部分的な発生となるので、均一な再結晶組織が得られない。またＣuマトリックス中への析出元素の固溶量が少なくなり、析出物を十分生成させることが難しくなる。逆に溶体化温度が高いと短時間で結晶粒が粗大化しやすく、最終製品の曲げ加工性を安定して改善することが難しくなる。つまり、溶体化条件は狭い範囲でコントロールしなければならず、少しでも逸脱すると特性バラツキが大きくなりやすい。加えて、溶体化処理においては通常、急冷操作が要求される。したがって、量産現場で安定した溶体化処理の操業を行うには、高度な条件制御が可能な大型の専用炉を設ける必要がある。

また、析出強化型銅合金の製造で必要な「時効処理」は、溶体化処理後の合金を固溶限界温度未満の適正温度に加熱保持して、析出相を生成させる工程である。時効処理温度が低いと析出を十分に進行させるのに要する時間が長くなり、製造性が低下する。時効処理温度が高い場合や、時効処理前に大加工率の冷間加工を行っている場合は加熱時間の短縮化が可能であるが、反面、析出物の粗大化や強度低下を招きやすい。したがって、時効処理にも高度な条件管理が必要であり、製造コストを増大させる一因となっている。

Ｃu−Ｎi−Ｓi系合金の場合、従来の溶体化処理、冷間圧延、時効処理による製造工程をとった場合、時効時間の経過に伴って強度が増大し、あるピーク点を過ぎたのち単調に低下する（すなわち析出物粗大化の過時効状態となる）。７００ＭＰａ程度の高い引張強さを得ようとすると導電率は３０〜４０％ＩＡＣＳのレベルに落ち、逆に、導電率を５０％ＩＡＣＳ以上に引き上げようとすると引張強さは６５０ＭＰａ以下に落ちてしまう。つまり、単に「析出強化」を利用するだけでは、高い導電率（例えば４５％ＩＡＣＳ以上あるいは５０％ＩＡＣＳ以上）を保ちながら高強度化（例えば引張強さ７００ＭＰａ以上）を達成するのは実際上不可能である。また、時効処理後に更に冷間圧延と低温焼鈍を施すと、強度は多少改善できるが、曲げ加工性が低下する場合がある。

特許文献１にはＣu−Ｎi−Ｓi系合金の製造工程を減少させる手法として、薄い鋳片を冷間圧延と時効処理で製造する方法が示されている。しかし、導電率は５０〜６０％ＩＡＣＳが得られるものの、その場合の硬度は２００〜１４０ＨＶ（推定引張強さ６５０〜４５０ＭＰａ）程度に止まっている。

特許文献２にはＣu−Ｎi−Ｓi系合金の導電性と強度を同時に改善する手法として、多回時効処理法が開示されている。特許文献３には冷間圧延と時効処理を繰り返す方法が開示されている。しかし、加工性をも同時に改善することについては配慮されていない。また工程増によりコスト的にも有利とは言えない。

一方、結晶粒微細化による「細粒強化（粒界強化）」を利用すれば、導電率を損なうことなく強度向上でき、かつ加工性の向上にもつながることが期待される。しかし、通常の加工熱処理法（冷間圧延＋再結晶焼鈍）による結晶粒微細化手法では、銅および銅合金の場合、一般に数μｍ程度の結晶粒径に微細化するのが限界である。これでは強度と加工性の改善が不十分となる。

そこで最近では、冷間での強加工により結晶粒を微細化する研究が進められている。強加工によれば銅合金の結晶粒径を１μｍ以下に微細化することが可能である。そのメカニズムは以下のように説明される。すなわち、強変形により大量転位を導入し、転位の相互もつれによって転位セルを形成させる。導入された転位の密度が高いほど、転位セルのサイズは小さくなる。動的回復によって転位セルが亜結晶粒（subgrain）へと変化しながら、亜結晶粒間の方位差が増大する。方位差が約１５°以上になったら、亜結晶粒はその場（in site）で結晶粒になる。

この場合、再結晶粒は亜結晶粒の方位差の連続増加によって生成するので、このような再結晶の現象は「連続再結晶」と呼ばれる。この再結晶粒は亜結晶粒と同等なサイズを有し、１μｍ以下の微細化が可能となる。
これに対し、冷間圧延後の再結晶焼鈍などで生じる通常の再結晶のメカニズムでは、亜結晶粒がそれ自体を核として成長し、成長に伴って方位差を有する再結晶粒になるので、この再結晶の現象は「不連続再結晶」と呼ばれる。この場合、再結晶粒は亜結晶粒の少なくとも数倍以上のサイズを有し、実質的には２〜３μｍ程度まで細粒化するのが限界とされる。なお、本明細書では単に「再結晶」というときは通常の「不連続再結晶」のことを意味する。

特許文献４には９５％以上の強加工により銅合金の結晶粒径を１μｍ以下に微細化する手法が開示されている。この方法に従うと、Ｃu−Ｎi−Ｓi系合金の場合、導電率５０％ＩＡＣＳ弱のもので引張強さ８００ＭＰａ以上の強度が得られている。しかし、強加工を行うための工程に加え、溶体化処理と時効処理の工程も必要としており、製造コストの増大は避けられない。また発明者らの検討によれば、このような強加工によって得られた組織は、ところどころ大きな結晶粒の混じった「混粒組織」となりやすく、異方性の少ない曲げ加工性を得ることが難しい。

特開平９−１７６８０８号公報 特開平１０−１５２７３７号公報 特開平７−４１８８７号公報 特開２００２−３５６７２８号公報

以上のように、従来知られている固溶強化、析出強化、加工硬化、細粒強化（粒界強化）のいずれの手法を用いても、銅合金材料の導電性、強度、加工性を同時にバランス良く改善することは困難である。また、析出強化型銅合金を使用した場合は導電性をあまり低下させずに高強度化を図ることは可能であるが、工程増や製造条件の厳密な管理によるコスト増が避けられないのが現状である。

そこで本発明は、コネクター、リードフレーム、リレー、スイッチなどの通電部品に適した銅合金材料の製造において、導電性、強度、加工性の改善と、工程の簡素化を一挙に達成することを目的とする。

発明者らは種々検討の結果、「析出強化型銅合金」と「温間加工」を組み合わせたとき、析出強化と細粒強化の相乗作用によって導電性、強度、加工性を同時にバランス良く改善することが可能になることを見出した。このとき、溶体化処理や冷間加工の工程を省略でき、工程簡略化にも成功した。本発明はこのような知見に基づいて完成したものである。

すなわち、上記目的は、析出強化型銅合金材料の製造において、熱間加工後に、再結晶温度未満の温度に加熱して温間加工を行い平均結晶粒径１μｍ以下の組織とすることを特徴とする銅合金材料の製造法によって達成される。温間加工前には溶体化処理を施す必要はない。温間加工は８５％以上の加工率とすることができ、特に、時効析出温度域を含む温度域で温間加工を行うことが好ましい。また、温間加工後に再結晶温度未満の温度で加熱処理（低温焼鈍）を行うこともできる。
ここで、析出強化型銅合金とは、時効析出物を生成させることができ、それにより強度向上作用が得られるタイプの銅合金である。

平均結晶粒径１μｍ以下の超微細結晶粒組織は、例えば走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）または電子後方散乱回折像（ＥＢＳＰ）で確認できる。
温間加工とは、再結晶温度未満の温度域に加熱して行う加工であり、冷間加工より高温、熱間加工より低温である点でそれらの加工と区別される。

本発明では以下のような組成をもつＣu−Ｎi−Ｓi系合金を対象とする。
質量％で、Ｎi：１.０〜３.５％好ましくは２.４８〜３.２０％、Ｓi：０.１〜１.２％、Ｍg：０〜０.３％、Ｓn：０〜０.２５％、Ｚn：０〜０.８％、Ｃo：０〜０.１６％、Ｃr：０〜０.１０％、Ｐ：０〜０.０２％、Ｂ：０〜０.００５％、Ａl：０〜０.１２％、Ｆe：０〜０.１６％、Ｚr：０〜０.０３％、Ｔi：０〜０.０８％、Ｍn：０〜０.１４％、残部Ｃuおよび不可避的不純物からなる銅合金。
ここで、元素含有量の下限の「０％」は、当該元素の含有量（または当該元素群に属する元素の合計含有量）が一般的な銅合金の分析手法で測定限界以下となる場合である。

Ｃu−Ｎi−Ｓi系合金においては、温間加工を６００℃以下の温度で行う。その場合、少なくとも３００〜６００℃の時効析出温度域での加工を含めることができ、また温間加工温度を２５０〜６００℃の範囲にコントロールすることが好ましい。温間加工後には５５０℃以下好ましくは２５０〜５５０℃の温度で加熱処理（低温焼鈍）を行うことができる。

本発明によれば、従来の析出強化型銅合金のコストを上昇させる要因になっている溶体化処理や時効処理を行うことなく、引張強さ８５０ＭＰａ以上の高強度銅合金材料、または導電率４５％ＩＡＣＳ以上あるいは更に５０％ＩＡＣＳ以上、引張強さ７００ＭＰａ以上、伸び５％以上の特性バランスに優れた銅合金材料が提供可能になった。特に後者では曲げ加工性の異方性も顕著に改善された。しかも、本発明の製造法では温間加工を利用するので、冷間強加工を必要とする従来法と比べ設備負担が軽減され、実施化が比較的容易である。
したがって本発明は、コネクター、リードフレーム、リレー、スイッチなどの通電部品材料の提供を通じて、今後ますます進展が予想される電気・電子部品の小型化、薄肉化のニーズに対応し得るものである。

上記課題を解決するための素材として「析出強化型銅合金」を用いることができる。特に、再結晶温度未満の温度域（すなわち温間加工温度域）において時効析出が生じる合金が好適な対象となる。例えば、Ｃu−Ｃr（−Ｚr）系、Ｃu−Ｆe−Ｐ系、Ｃu−Ｍg−Ｐ系、Ｃu−Ｎi−Ｓi系（本発明対象）などが採用できる。これらの合金の溶製は一般的な方法で行うことができる。

まず、鋳片を熱間加工に供し、鋳造過程で生じる晶出相を消失させると同時に、再結晶によって鋳造組織を破壊し再結晶粒組織の均一化を図る。この熱間加工は析出物の固溶温度域で行うことが望ましい。そして熱間加工終了後は直ちに水冷等により急冷することが望ましい。このような処理により過飽和固溶体を作ることができ、溶体化処理の役割も同時に兼ねることができる。

熱間加工後の結晶粒径は３５μｍ以下、好ましくは１５μｍ以下に調整することが望ましい。熱間加工後の結晶粒径が大きくなると後工程の温間加工の条件管理幅が狭くなる。結晶粒径は圧下率や加工温度によりコントロールできる。熱間での仕上加工温度が高い場合や、加工率が低い場合は結晶粒が大きくなりやすいので注意を要する。熱間加工率は断面減少率で概ね６５％以上を確保すればよい。後工程の温間加工で所望の加工率が確保できるように熱間加工率を調整する必要がある。熱間加工後は必要に応じて面削や酸洗を行うことができる。

続いて、温間加工を行う。温間加工は再結晶温度未満の温度範囲に加熱して行う加工である。温間加工の一部または全部を時効析出温度域で行うことが望ましい。時効析出温度域で温間加工を行うことにより、加工中に連続導入される転位と空孔を析出サイトとして、微細かつ均一な析出物が形成され、かつ析出物の成長が抑制される。このような析出形態は導電率と強度の同時向上に有利に働く。この温間加工では、転位の導入と動的再結晶が同時に起こることにより動的「連続再結晶」が生じ、十分に回復された鮮明な粒界を有する、熱的に安定な、平均結晶粒径１μｍ以下の超微細結晶粒組織が非常に均一に形成される。これにより顕著な「細粒強化」が実現れる。また組織の均一化は異方性軽減にも有利に働く。このような組織状態は冷間強加工では得られないものである。

温間加工率は断面減少率で８５％以上とすることが好ましい。それより加工率が低いと超微細結晶粒の形成が不十分となりやすく、良好な加工性（例えば曲げ加工性）が得られにくい。また、温間加工中に温度が低下してくると動的「連続再結晶」が起こりにくくなり、冷間加工的要素が強くなる。温間加工中の温度低下は概ね８０℃程度まで許容できるが、できれば２００℃以上の温度域で温間加工の全部を終了することが望ましい。温間加工中の温度低下を防止するためには、加工途中に材料を炉に入れて中間加熱する方法が採用できる。なお、前述の温間加工による効果を十分に得るためには、時効析出温度域で５０％以上の加工率（断面減少率）を確保することが望ましい。温間加工の全加工を時効析出温度域で行うことが一層好ましい。

次いで、必要に応じて再結晶温度未満の温度域で加熱処理（低温焼鈍）を実施する。この加熱処理によって超微細粒界の形成に寄与しない残留転位を除去することができ、導電性と加工性を更に向上させることができる。加熱温度を時効析出温度域にすると、マトリックス中にまだ過飽和に固溶している元素の析出が進行し、導電性と加工性の向上に一層有利となる。加熱温度が低すぎるとこれらの効果が得られにくいので、概ね２００℃以上とすることが望ましく、２５０℃以上再結晶温度未満とすることがより好ましい。加熱時間は少なくとも３０秒以上は確保すべきであるが、あまり長時間の加熱は不経済であり、通常８時間以内で十分である。

以下、本発明対象の銅合金であるＣu−Ｎi−Ｓi系合金を用いた場合の製造条件について説明する。
〔化学組成〕
ＮiとＳiを複合添加すると、ＮiとＳiの化合物を主体とする析出物（以下「Ｎi−Ｓi系析出物」という）の析出に伴ってＮiとＳiの固溶量が減少し、高導電率を保ちながら強度を向上する上で有利となる。特に、Ｎi−Ｓi系析出物の析出温度域で温間加工を行うと、温間加工中に析出する析出物は温間加工によって導入される転位の密度を増大させ、超微細結晶粒の形成を促進させる一方で、析出過程における加工は析出物を更に十分生成させながら粗大化を防止する効果を発揮する。すなわちＮiとＳiの複合添加は、温間加工との組み合わせによって、時効析出による導電率および強度の一層の向上と、結晶粒の超微細化による強度および加工性（例えば曲げ加工性）の向上をもたらす。

Ｎi含有量が０.４質量％未満、またはＳi含有量が０.１質量％未満では、上記効果を有効に引き出すことが難しい。他方、Ｎi含有量が４.８質量％を超えるか、またはＳi含有量が１.２質量％を超えると、導電率が低下するとともに（析出物が粗大化しやすいので）強度も低下しやすく、また温間加工性が低下する。このためＮi含有量は０.４〜４.８質量％、Ｓi含有量は０.１〜１.２質量％とすることが望ましい。本発明ではＮi含有量を１.０〜３.５質量％とする。より好ましいＳi含有量は０.２〜０.８質量％である。

また、ＮiとＳiの質量比（Ｎi／Ｓi）は３.５〜６.０の範囲内とすることが望ましい。この範囲を外れると、Ｎi−Ｓi系析出物の形成に利用されなかったＮiあるいはＳiの固溶量が多くなり、導電率が低下することがある。より好ましいＮi／Ｓiの範囲は４.０〜５.５である。

Ｍgは、Ｎi−Ｓi系析出物の粗大化を防止する作用を有する。また、耐応力緩和性を向上させる作用も有する。これらの作用を十分に発揮させるには、０.０１質量％以上のＭg含有量を確保することが望ましい。ただし、Ｍg含有量が０.３質量％を超えると、鋳造性、熱間加工性が著しく低下し、また、コスト的にも不利である。このため、Ｍgを添加する場合は０.３質量％以下の範囲で行うべきである。より好ましいＭg含有量の範囲は０.０５〜０.２質量％である。

Ｎi、Ｓi以外の残部、あるいはＮi、Ｓi、Ｍg以外の残部はＣuと不可避的不純物で構成すればよい。ただし、必要に応じてその他の合金元素を添加してもよい。例えば、Ｓn、Ｚn、Ｃo、Ｃr、Ｐ、Ｂ、Ａl、Ｆe、Ｚr、Ｔi、Ｍnは合金強度をさらに高め、かつ応力緩和を小さくする作用を有する。また温間加工性を向上させ超微細粒の形成を一層促進させる。Ｃo、Ｃr、Ｂ、Ｚr、Ｔi、Ｍnは不可避的不純物として存在するＳ、Ｐbなどと高融点化合物を形成しやすく、熱間加工性の改善に寄与しうる。ＳnとＺnは冷間加工性を向上する作用を有する。

これらの元素の１種または２種以上を添加する場合は、その作用を十分に得るために総量が０.０１質量％以上となるように添加することが望ましい。ただし、総量が３質量％を超えると、熱間、温間または冷間加工性が低下する場合がある。また、経済的にも不利になる。したがって、その総量は３質量％以下の範囲とすることが望ましく、２質量％以下の範囲がより好ましく、１質量％以下の範囲がより一層好ましく、０.５質量％以下の範囲がさらに一層好ましい。

本発明では以下の合金組成を採用する。
質量％で、Ｎi：１.０〜３.５％好ましくは２.４８〜３.２０％、Ｓi：０.１〜１.２％、Ｍg：０〜０.３％、Ｓn：０〜０.２５％、Ｚn：０〜０.８％、Ｃo：０〜０.１６％、Ｃr：０〜０.１０％、Ｐ：０〜０.０２％、Ｂ：０〜０.００５％、Ａl：０〜０.１２％、Ｆe：０〜０.１６％、Ｚr：０〜０.０３％、Ｔi：０〜０.０８％、Ｍn：０〜０.１４％、残部Ｃuおよび不可避的不純物。

〔熱間加工〕
上記Ｃu−Ｎi−Ｓi系合金を熱間圧延する場合、６５０℃未満の温度域では粗大なＮiとＳiの化合物の生成により熱間割れが生じやすくなるので９５０〜６５０℃の範囲で熱間圧延を行い、最終パス終了後に水冷することが好ましい。熱間圧延率は概ね６５〜９５％とすればよい。

〔温間圧延〕
上記Ｃu−Ｎi−Ｓi系合金を温間圧延する場合、加熱抽出温度を６００℃以下とすることが好ましい。６００℃を超える温度域では通常の不連続再結晶の発生により結晶粒が粗大化しやすく、また、粗大なＮiとＳiの化合物の生成による割れが生じやすい。温間圧延中の温度低下は８０℃程度まで許容できるが、３００〜６００℃の時効析出温度域で５０％以上の圧下率を稼ぐことが望ましい。できれば全圧延パスを２５０℃以上で行うことが望ましい。全圧延パスを２５０〜６００℃の間で行うことが更に好ましく、２５０〜５５０℃の間で行うことが一層好ましい。温間圧延中の温度低下を防止するには、途中の段階で板を炉に入れて再加熱すればよい。巻取加熱炉を備えた圧延機が好適に使用できる。温間圧延率は８０％以上を確保することが好ましい。８５％以上が一層好ましい。

〔加熱処理（低温焼鈍）〕
温間圧延後のＣu−Ｎi−Ｓi系合金は必要に応じて５５０℃以下の温度範囲で加熱処理することができる。５５０℃を超えると短時間で軟化し、バッチ式でも連続式でも特性のバラツキが生じやすくなる。ただし、加熱温度が低すぎると結晶粒界の制御に要する時間が長くなって不経済であるため、２５０℃以上とすることが望ましい。３５０℃以上とすることが一層好ましい。加熱時間は３０秒以上確保することが望ましく、通常３時間以内の範囲で導電率と加工性を十分改善することができる。

表１に示す銅合金を溶製し、縦型の小型連続鋳造機を用いて鋳造した。鋳片の断面寸法は３５×７０ｍｍである。

各鋳片を９５０℃に加熱し、９５０〜７００℃の温度範囲で厚さ３〜１２ｍｍに熱間圧延し、その後急冷（水冷）した。熱間圧延後の結晶粒径はいずれも３５μｍ以下であった。
次いで、一部の比較例を除き、表２に示す条件で厚さ０.２５ｍｍまで仕上圧延を行った。表２中、仕上圧延の温度の欄に「常温」と記載したものは冷間圧延を行ったものである。それ以外の温度を記載したものは温間圧延を行ったものであり、表記の温度は加熱温度である。温間圧延は、全圧延パスを加熱温度〜２５０℃の範囲で実施した。圧延温度が２５０℃を下回らないように、必要に応じて途中のパス間で中間加熱を行った。中間加熱温度は初期加熱温度と同じである。
その後、一部は更に表２に示す温度および時間で低温焼鈍した。
また比較のため、一部の材料では熱間圧延後に溶体化処理および時効処理を行い、温間圧延を実施しなかった。

このようにして得られた最終工程終了材（時効処理材、冷間圧延材、温間圧延材または低温焼鈍材）から、金属組織観察用試料、導電率測定用試料、引張試験片、硬度測定用試料、曲げ加工性試験片を採取した。

金属組織観察は、圧延板の板厚方向に垂直な断面について、走査型電子顕微鏡（倍率５００〜１００００倍）を用いて行った。平均結晶粒径は観察視野でＪＩＳ Ｈ０５０１の切断法によって求めた。
導電率の測定は、ＪＩＳ Ｈ０５０５に従って行った。
引張試験は、圧延方向に対し平行方向の試験片を用いてＪＩＳ Ｚ２２４１に従って行い、引張強さおよび破断伸びを求めた。
硬さの測定は、圧延板表面について、ＪＩＳ Ｚ２２４４に従って行い、ビッカース硬さを求めた。

曲げ加工性は、曲げ軸が圧延方向に対し直角方向（Ｇ.Ｗ.）および平行方向（Ｂ.Ｗ.）の９０°Ｗ曲げ試験（ＪＩＳ Ｈ３１１０に準拠、板厚ｔ＝０.２５ｍｍ、幅Ｗ＝１０ｍｍ）を実施し、曲げ部表面および断面を光学顕微鏡にて１００倍の倍率で観察することにより、割れが発生しない最小のＲ／ｔを求めて評価した。ここでＲは内曲げ半径、ｔは板厚である。この最小のＲ／ｔが小さい程、曲げ加工性は良好である。
各工程の製造条件を表２に、試験結果を表３に示す。

表１〜３から判るように、本発明例のうちＮｏ.１〜５の温間圧延材は引張強さが８５０ＭＰａ以上と高く、ＩＣリードフレーム材のように高強度を重視する通電部品に最適である。本発明例Ｎｏ.６〜１０の低温焼鈍材は導電率４５％ＩＡＣＳ以上、引張強さ７００ＭＰａ以上、伸び５％以上を十分にクリアした。曲げ加工性も最小Ｒ／ｔ１.０以下をクリアし、曲げ加工性の異方性も改善された。すなわち、導電性、強度、加工性を高レベルでバランス良く改善した材料が得られた。

これに対し、比較例のＮｏ.２１、２２はＣu−Ｎi−Ｓi系合金においてＮi含有量が低すぎたため析出物の量が少なく、温間圧延で超微細化を図ることができなかった。その結果、引張強さ、曲げ加工性に劣った。Ｎｏ.２３は逆にＮiおよびＳi含有量が高すぎたため析出物の粗大化が起こり、それに伴って一旦生成した超微細粒が成長して通常の不連続再結晶が生じた。その結果、強度および曲げ加工性が悪かった。Ｎｏ.２４はＮiおよびＳi含有量がさらに高すぎたため温間圧延途中に激しい割れが発生し、最終特性の評価ができなかった。

Ｎｏ.２５〜２８は合金Ｂの熱間圧延材を用いて、溶体化処理、冷間圧延、時効処理を経て、温間加工せずに製造したもの（従来工程材）である。このうちＮｏ.２５〜２７は時効処理のままの材料であり、時効時間によって導電率と強度がトレードオフの関係になっていることがわかる。すなわち、これらにおいては導電性と強度を同時に高レベルに改善することができなかった。Ｎｏ.２８は更に冷間圧延と低温焼鈍を行ったものであるが、強度が低かった。

Ｎｏ.２９、３０は合金Ｂの熱間圧延材を用いて、仕上圧延を冷間強圧下で行ったものであるが、超微細粒が部分的に生成した混粒組織となり、加工性に劣った。Ｎｏ.３１、３２は合金Ｂの熱間圧延材を温間圧延したものであるが、温間圧延率が低すぎたため、超微細粒の生成が少なく混粒組織となり、加工性あるいは更に導電性に劣った。

Claims (7)

1. 質量％で、Ｎi：１.０〜３.５％、Ｓi：０.１〜１.２％、Ｍg：０〜０.３％、Ｓn：０〜０.２５％、Ｚn：０〜０.８％、Ｃo：０〜０.１６％、Ｃr：０〜０.１０％、Ｐ：０〜０.０２％、Ｂ：０〜０.００５％、Ａl：０〜０.１２％、Ｆe：０〜０.１６％、Ｚr：０〜０.０３％、Ｔi：０〜０.０８％、Ｍn：０〜０.１４％、残部Ｃuおよび不可避的不純物からなる銅合金材料の製造において、熱間加工後に、６００℃以下の温度に加熱して温間加工を行い平均結晶粒径１μｍ以下の組織とすることを特徴とする銅合金材料の製造法。
2. 質量％で、Ｎi：２.４８〜３.２０％、Ｓi：０.１〜１.２％、Ｍg：０〜０.３％、Ｓn：０〜０.２５％、Ｚn：０〜０.８％、Ｃo：０〜０.１６％、Ｃr：０〜０.１０％、Ｐ：０〜０.０２％、Ｂ：０〜０.００５％、Ａl：０〜０.１２％、Ｆe：０〜０.１６％、Ｚr：０〜０.０３％、Ｔi：０〜０.０８％、Ｍn：０〜０.１４％、残部Ｃuおよび不可避的不純物からなる銅合金材料の製造において、熱間加工後に、６００℃以下の温度に加熱して温間加工を行い平均結晶粒径１μｍ以下の組織とすることを特徴とする銅合金材料の製造法。
3. 更に温間加工後に５５０℃以下の温度で加熱処理を行う請求項１または２に記載の銅合金材料の製造法。
4. 温間加工において、少なくとも３００〜６００℃の温度域での加工を含める請求項１〜３のいずれかに記載の銅合金材料の製造法。
5. 温間加工を２５０〜６００℃の範囲で行う請求項１〜３のいずれかに記載の銅合金材料の製造法。
6. 温間加工を８５％以上の加工率で行う請求項１〜３のいずれかに記載の銅合金材料の製造法。
7. 温間加工後の加熱処理を２５０〜５５０℃の範囲で行う請求項３に記載の銅合金材料の製造法。