Ｃｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金及びその製造方法
【課題】高強度及び高ノッチ曲げ性を兼備したＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金及びその製造方法を提供する。
【解決手段】０．５〜３．０質量％のＣｏ及び０．１〜１．０質量％のＳｉを含有し、残部が銅及び不可避的不純物からなり、板厚に対し４５〜５５％の断面位置である板厚方向の中央部において、板厚方向と平行にＥＢＳＤ測定を行い、結晶方位を解析したときに、次式で定義されるＰが１〜８であるＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金：
Ｐ＝（Ｆ１＋０．２×Ｆ２）／（Ｆ３＋Ｆ４）
（ただし、Ｆ１、Ｆ２、Ｆ３及びＦ４は、それぞれ、｛１ ０ ０｝＜０ ０ １＞、｛０ １ ２｝＜１ ０ ０＞、｛３ ６ ２｝＜８ ５ ３＞及び｛２ ３ １｝＜３ ４ ６＞の各方位の面積率である）。
【解決手段】０．５〜３．０質量％のＣｏ及び０．１〜１．０質量％のＳｉを含有し、残部が銅及び不可避的不純物からなり、板厚に対し４５〜５５％の断面位置である板厚方向の中央部において、板厚方向と平行にＥＢＳＤ測定を行い、結晶方位を解析したときに、次式で定義されるＰが１〜８であるＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金：
Ｐ＝（Ｆ１＋０．２×Ｆ２）／（Ｆ３＋Ｆ４）
（ただし、Ｆ１、Ｆ２、Ｆ３及びＦ４は、それぞれ、｛１ ０ ０｝＜０ ０ １＞、｛０ １ ２｝＜１ ０ ０＞、｛３ ６ ２｝＜８ ５ ３＞及び｛２ ３ １｝＜３ ４ ６＞の各方位の面積率である）。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、コネクタ、端子、リレー、スイッチ等の導電性ばね材やトランジスタ、集積回路（ＩＣ）等の半導体機器のリ−ドフレーム材として好適な、優れた強度、曲げ加工性、耐応力緩和特性、導電性等を備えた銅合金及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、電気・電子部品の小型化が進み、これら部品に使用される銅合金に良好な強度、導電率及び曲げ加工性が要求されている。この要求に応じ、従来のりん青銅や黄銅といった固溶強化型銅合金に替わり、高い強度及び導電率を有するコルソン合金等の析出強化型銅合金の需要が増加している。コルソン合金の一つであるＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金は、Ｃｕマトリックス中にＣｏとＳｉとの化合物粒子を析出させた合金であり、高強度、高い導電率、良好な曲げ加工性を兼ね備えている。一般に強度と曲げ加工性は相反する性質であり、Ｃｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金においても高強度を維持しつつ曲げ加工性を改善することが望まれている。
【０００３】
銅合金板をコネクタ等の電子・電子部品にプレス加工する際、曲げ加工部の寸法精度を向上させるため、あらかじめ銅合金板表面にノッチング加工と呼ばれる切り込み加工を施し、この切り込みに沿って銅合金板を曲げることがある（以下、ノッチ曲げともいう）。このノッチ曲げは、例えば車載用メス端子のプレス加工において多用されている。ノッチング加工により銅合金は加工硬化し延性を失うため、続く曲げ加工において銅合金に割れが生じやすくやすくなる。したがって、ノッチ曲げに用いられる銅合金には、特に良好な曲げ加工性が求められる。
【０００４】
近年、Ｃｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金の曲げ性を改善する技術として、ＳＥＭ−ＥＢＳＰ法で測定されるＣｕｂｅ方位｛０ ０ １｝＜１ ０ ０＞の面積率を制御する方策が提唱されている。例えば、特許文献１（ＷＯ２００９−１４８１０１号）では、（１）鋳造、（２）均質加熱処理、（３）熱間加工、（４）水冷、（５）面削、（６）冷間圧延、（７）熱処理（４００〜８００℃で５秒〜２０時間）、（８）冷間圧延（加工率５０％以下）、（９）中間溶体化熱処理、（１０）冷間圧延（加工率：Ｒ１）、（１１）時効析出熱処理、（１２）仕上げ冷間圧延（加工率：Ｒ２）、（１３）調質焼鈍、の各工程（Ｒ１＋Ｒ２を５〜６５％）を順次行うことにより、Ｃｕｂｅ方位の面積率を５〜５０％に制御し曲げ加工性を改善している。
【０００５】
また、特許文献２（特開２０１１−１７０７２号）では、Ｃｕｂｅ方位の面積率を５〜６０％に制御すると同時に、Ｂｒａｓｓ方位およびＣｏｐｐｅｒ方位の面積率をともに２０％以下に制御し、曲げ加工性を改善している。そのための製造工程としては、（１）鋳造、（２）熱間圧延、（３）冷間圧延（加工度８５〜９９％）、（４）熱処理（３００〜７００℃、５分〜２０時間）、（５）冷間圧延（加工度５〜３５％）、（６）溶体化処理、（７）時効処理、（８）冷間圧延（加工度２〜３０％）、（９）調質焼鈍、の工程を順次行う場合に最も良好な曲げ性が得られている。
【０００６】
また、特許文献３（特開２０１１−１１７０３４号）では、Ｃｕｂｅ方位の面積率を５〜６０％に制御すると同時に、Ｂｒａｓｓ方位およびＣｏｐｐｅｒ方位の面積率をともに２０％以下に制御し、曲げ加工性を改善している。そのための製造工程としては、（１）鋳造、（２）熱間圧延（終了後に５Ｋ／秒以下の除冷）、（３）冷間圧延（圧延率７０％以上）、（４）中間焼鈍（３００〜８００℃、５秒〜２時間）、（５）冷間圧延（圧延率５〜５０％）、（６）溶体化熱処理（５秒〜３００秒）、（７）時効熱処理、（８）冷間圧延（加工率５０％以下）、（９）低温焼鈍、の各工程を順次行い、最も良好な曲げ性を得ている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】ＷＯ２００９−１４８１０１号公報
【特許文献２】特開２０１１−１７０７２号公報
【特許文献３】特開２０１１−１１７０３４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明者らは、前記先行発明の効果について検証試験を行った。その結果、曲げ加工性をＷ曲げ試験で評価した場合に、一定の改善効果が認められた。しかしながら、ノッチ曲げに対しては、十分といえる曲げ加工性が得られなかった。そこで、本発明は、高強度及び高ノッチ曲げ性を兼備したＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金及びその製造方法を提供することを課題とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
従来技術では、銅合金の結晶方位をＥＢＳＤ法で解析し、得られたデータに基づき、銅合金の特性を改良している。ここで、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ：電子後方散乱回折)とは、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：走査電子顕微鏡）内で試料に電子線を照射したときに生じる反射電子菊池線回折（菊池パターン）を利用して結晶方位を解析する技術である。通常、電子線は銅合金表面に照射され、このとき得られる情報は電子線が侵入する数１０ｎｍの深さまでの方位情報、すなわち極表層の方位情報である。また、特許文献３に記載されているように、方位分布は板厚方向に変化しており、板厚方向に何点か任意にとって平均する方法ではノッチ曲げのように特殊な曲げを実施する場合に、曲げに影響を与える板厚箇所の方位分布が測れない。
一方、本発明者らは、ノッチ曲げに対しては、銅合金板内部の結晶方位を制御する必要があることを見出した。これはノッチング加工により、曲げの内角が板内部に移動するためである。そして、板厚方向中央部の結晶方位をノッチ曲げに対して適正化し、この結晶方位を得るための製造方法を明らかにした。
【００１０】
以上の知見を背景にして完成した本発明は一側面において、０．５〜３．０質量％のＣｏ及び０．１〜１．０質量％のＳｉを含有し、残部が銅及び不可避的不純物からなり、板厚に対し４５〜５５％の断面位置である板厚方向の中央部において、板厚方向と平行にＥＢＳＤ測定を行い、結晶方位を解析したときに、次式で定義されるＰが１〜８であるＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金である：
Ｐ＝（Ｆ１＋０．２×Ｆ２）／（Ｆ３＋Ｆ４）
（ただし、Ｆ１、Ｆ２、Ｆ３及びＦ４は、それぞれ、｛１ ０ ０｝＜０ ０ １＞、｛０ １ ２｝＜１ ０ ０＞、｛３ ６ ２｝＜８ ５ ３＞及び｛２ ３ １｝＜３ ４ ６＞の各方位の面積率である）。
【００１１】
本発明に係るＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金は一実施形態において、Ｎｉを０．００５〜０．８質量％含有する。
【００１２】
本発明に係るＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金は一実施形態において、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｐ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＡｇのうち１種以上を総量で０．００５〜３．０質量％含有する。
【００１３】
また、本発明は別の一側面において、０．５〜３．０質量％のＣｏ及び０．１〜１．０質量％のＳｉを含有し、残部が銅及び不可避的不純物からなるインゴットを作製し、前記インゴットを、温度８００〜１０００℃で厚み５〜２０ｍｍまで熱間圧延した後、加工度３０〜９９％の冷間圧延を行い、軟化度０．２５〜０．７５の熱処理を行って導電率を３０〜６５％ＩＡＣＳの範囲に調整した後、加工度７〜５０％の冷間圧延を行い、次いで、８００〜１０５０℃で５〜３００秒間の溶体化処理、及び、４００〜６００℃で２〜２０時間の時効処理を行う方法であり、
前記軟化度は、温度Ｔのときの軟化度をＳTとして、次式で示されるＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金の製造方法である：
ＳT＝（σ0−σT）／（σ0−σ900）
（σ0は焼鈍前の引張強さであり、σTおよびσ900はそれぞれＴ℃および９００℃で焼鈍後の引張強さである。）。
【００１４】
本発明に係るＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金の製造方法は一実施形態において、前記インゴットがＮｉを０．００５〜０．８質量％含有する。
【００１５】
本発明に係るＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金の製造方法は別の一実施形態において、前記インゴットがＳｎ、Ｚｎ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｐ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＡｇのうち１種以上を総量で０．００５〜３．０質量％含有する。
【００１６】
本発明は更に別の一側面において、上記銅合金を備えた伸銅品である。
【００１７】
本発明は更に別の一側面において、上記銅合金を備えた電子機器部品である。
【発明の効果】
【００１８】
本発明によれば、高強度及び高ノッチ曲げ性を兼備したＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金及びその製造方法を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１９】
【図１】本発明に係る合金を種々の温度で焼鈍したときの焼鈍温度と引張強さとの関係を示すグラフである。
【図２】実施例におけるノッチ曲げ試験の試験手順を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００２０】
（Ｃｏ及びＳｉの添加量）
Ｃｏ及びＳｉは、適当な時効処理を行うことにより、Ｃｏ2Ｓｉ等の金属間化合物として析出する。この析出物の作用により強度が向上し、析出によりＣｕマトリックス中に固溶したＣｏ及びＳｉが減少するため導電率が向上する。しかしながら、Ｃｏが０．５質量％未満又はＳｉが０．１質量％未満になると所望の強度が得られず、反対にＣｏが３．０質量％を超えると又はＳｉが１．０質量％を超えると導電率が低下する。このため、本発明に係るＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金では、Ｃｏの添加量は０．５〜３．０質量％とし、Ｓｉの添加量は０．１〜１．０質量％としている。さらに、Ｃｏの添加量は１．０〜２．０質量％が好ましく、Ｓｉの添加量は０．２〜０．５０質量％が好ましい。
【００２１】
（その他の添加元素）
Ｎｉは強度上昇に寄与する。Ｎｉが０．００５質量％未満であると上記の効果は得られず、０．８質量％を超えると導電率が著しく低下する。このため、本発明にかかわるＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金では、Ｎｉを０．００５〜０．８質量％含有することが好ましい。
Ｓｎ、Ｚｎ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｐ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ａｇは強度上昇に寄与する。さらにＺｎはＳｎめっきの耐熱剥離性の向上に、Ｍｇは応力緩和特性の向上に、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｍｎは熱間加工性の向上に効果がある。Ｓｎ、Ｚｎ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｐ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ａｇが総量で０．００５質量％未満であると上記の効果は得られず、３．０質量％を超えると導電率が著しく低下する。このため、本発明に係るＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金では、これらの元素を総量で０．００５〜３．０質量％含有することが好ましく、０．０１〜２．５質量％含有することがより好ましい。
【００２２】
（結晶方位）
種々のＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金板について、その板厚方向中央部においてＥＢＳＤ法により結晶方位分布を測定し、結晶方位分布関数を用い、発達している方位成分を求めたところ、｛１ ０ ０｝＜０ ０ １＞、｛０ １ ２｝＜１ ０ ０＞、｛３ ６ ２｝＜８ ５ ３＞及び｛２ ３ １｝＜３ ４ ６＞の４方位が検出された。ここで、例えば｛０ ０ １｝＜１ ０ ０＞方位とは、圧延面法線方向（ＮＤ）に（０ ０ １）面が、圧延方向（ＲＤ）に（１ ０ ０）面が向いている状態を示す。
各方位の発達度とノッチ曲げ性との関係について実験的に検討した結果、ノッチ曲げに対し｛１ ０ ０｝＜０ ０ １＞は非常に有効な方位成分であり、次いで、｛０ １ ２｝＜１ ０ ０＞も有効であった。一方、｛３ ６ ２｝＜８ ５ ３＞及び｛２ ３ １｝＜３ ４ ６＞はノッチ曲げ性に対し有害な成分であった。
そして、｛１ ０ ０｝＜０ ０ １＞、｛０ １ ２｝＜１ ０ ０＞、｛３ ６ ２｝＜８ ５ ３＞及び｛２ ３ １｝＜３ ４ ６＞方位の面積率をそれぞれＦ１、Ｆ２、Ｆ３及びＦ４としたときに、次式で与えられるＰがノッチ曲げ性と良好な相関を示し、Ｐが１以上の場合に良好なノッチ曲げ性が得られた。
Ｐ＝（Ｆ１＋０．２×Ｆ２）／（Ｆ３＋Ｆ４）
また、Ｐが１未満になると、ノッチ曲げ性が急激に低下した。一方、Ｐが８を超えるとヤング率が急激に低下した。ヤング率が低下すると、Ｓ＝Ｅ×ｄ（Ｓ：ばね力，Ｅ：ヤング率，ｄ：変位）の関係があるため、コネクタ等の部品に加工された後に所望のばね力が得られなくなる。このため、本発明に係るＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金は、上記Ｐを１〜８とした。より好ましいＰは１〜７である。
ここで、板厚の中央部とは、板厚に対し４５〜５５％の断面位置を指す。
【００２３】
（製造方法）
Ｃｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金の一般的な製造プロセスでは、まず溶解炉で電気銅、Ｃｏ、Ｓｉ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、冷間圧延、溶体化処理、時効処理の順で所望の厚みおよび特性を有する条や箔に仕上げる。熱処理後には、時効時に生成した表面酸化膜を除去するために、表面の酸洗や研磨等を行ってもよい。また、高強度化のために、溶体化処理と時効の間や時効後に冷間圧延を行ってもよい。
本発明では、上述の結晶方位を得るために、溶体化処理の前に、熱処理（以下、予備焼鈍ともいう）及び比較的低加工度の冷間圧延（以下、軽圧延ともいう）を行う。
予備焼鈍は、熱間圧延後の冷間圧延により形成された圧延組織中に、部分的に再結晶粒を生成させることを目的に行う。圧延組織中の再結晶粒の割合には最適値があり、少なすぎてもまた多すぎても上述の結晶方位が得られない。最適な割合の再結晶粒は、下記に定義する軟化度ＳTが０．２５〜０．７５になるよう、予備焼鈍条件を調整することにより得られる。
図１に本発明に係る合金を種々の温度で焼鈍したときの焼鈍温度と引張強さとの関係を例示する。熱電対を取り付けた試料を９５０℃の管状炉に挿入し、熱電対で測定される試料温度が所定温度に到達したときに、試料を炉から取り出して水冷し、引張強さを測定したものである。試料到達温度が５００〜７００℃の間で再結晶が進行し、引張強さが急激に低下している。高温側での引張強さの緩やかな低下は、再結晶粒の成長によるものである。
【００２４】
温度Ｔのときの軟化度ＳTを次式で定義する。
ＳT＝（σ0−σT）／（σ0−σ900）
ここで、σ0は焼鈍前の引張強さであり、σTおよびσ900はそれぞれＴ℃および９００℃で焼鈍後の引張強さである。９００℃という温度は、本発明に係る合金を９００℃で焼鈍すると安定して完全再結晶することから、再結晶後の引張強さを知るための基準温度として採用している。
ＳTが０．２５未満、又は、０．７５超になると、Ｐが１未満になる。
予備焼鈍上がりの導電率は３０〜６５％ＩＡＣＳの範囲とする。導電率が３０％ＩＡＣＳ未満になると、Ｐが１未満になる。予備焼鈍上がりの導電率が６５％ＩＡＣＳを超えると、Ｐが８を超える。
予備焼鈍の温度、時間および冷却速度は特に制約されず、ＳT及び導電率を上記範囲に調整することが重要である。一般的には、連続焼鈍炉を用いる場合には炉温４００〜７００℃で５秒間〜１０分間の範囲、バッチ焼鈍炉を用いる場合には炉温３５０〜６００℃で３０分間〜２０時間の範囲で行われる。
なお、予備焼鈍条件の設定は、次の手順により行うことができる。
（１）予備焼鈍前の材料の引張り試験強さ（σ0）を測定する。
（２）予備焼鈍前の材料を９００℃で焼鈍する。具体的には、熱電対を取り付けた材料を９５０℃の管状炉に挿入し、熱電対で測定される試料温度が９００℃に到達したときに、試料を炉から取り出して水冷する。
（３）上記９００℃焼鈍後の材料の引張強さ（σ900）を求める。
（４）例えば、σ0が６００ＭＰａ、σ900が３００ＭＰａの場合、軟化度０．２５及び０．７５に相当する引張強さは、それぞれ５２５ＭＰａ及び３７５ＭＰａである。
（５）焼鈍後の引張強さが３７５〜５２５ＭＰａとなり、同時に焼鈍後の導電率が３０〜６５％ＩＡＣＳとなるように、予備焼鈍の条件を求める。
【００２５】
上記焼鈍の後、溶体化処理に先立ち、加工度７〜５０％の軽圧延を行う。加工度Ｒ（％）は次式で定義する。
Ｒ＝（ｔ0−ｔ）／ｔ0×１００（ｔ0：圧延前の板厚，ｔ：圧延後の板厚）
加工度がこの範囲から外れるとＰが１未満になる。
【００２６】
本発明合金の製造方法を工程順に列記すると次のようになる。
（１）インゴットの鋳造
（２）熱間圧延（温度８００〜１０００℃、厚み５〜２０ｍｍ程度まで）
（３）冷間圧延（加工度３０〜９９％）
（４）予備焼鈍（軟化度：ＳT＝０．２５〜０．７５、導電率＝３０〜６５％ＩＡＣＳ）
（５）軽圧延（加工度７〜５０％）
（６）溶体化処理（８００〜１０５０℃で５〜３００秒）
（７）冷間圧延（加工度１〜６０％）
（８）時効処理（４００〜６００℃で２〜２０時間）
（９）冷間圧延（加工度１〜５０％）
（１０）歪取り焼鈍（３００〜７００℃で５秒〜１０時間）
ここで、冷間圧延（３）の加工度は３０〜９９％とすることが好ましい。予備焼鈍（４）で部分的に再結晶粒を生成させるためには、冷間圧延（３）で歪を導入しておく必要があり、３０％以上の加工度で有効な歪が得られる。一方、加工度が９９％を超えると、圧延材のエッジ等に割れが発生し、圧延中の材料が破断することがある。
冷間圧延（７）及び（９）は高強度化のために任意に行うものであり、圧延加工度の増加とともに強度が増加する反面、曲げ性が低下する。冷間圧延（７）及び（９）の有無およびそれぞれの加工度によらず、板厚中央部の結晶方位制御によりノッチ曲げ性が向上するという本発明の効果は得られる。冷間圧延（７）及び（９）は行っても良いし行わなくても良い。ただし、冷間圧延（７）及び（９）におけるそれぞれの加工度が上記上限値を超えることは曲げ性の点から好ましくなく、それぞれの加工度が上記下限値を下回ることは高強度化の効果の点から好ましくない。
歪取り焼鈍（１０）は、冷間圧延（９）を行う場合にこの冷間圧延で低下するばね限界値等を回復させるために任意に行うものである。歪取り焼鈍（１０）の有無に関わらず、板厚中央部の結晶方位制御によりノッチ曲げ性が向上するという本発明の効果は得られる。歪取り焼鈍（１０）は行っても良いし行わなくても良い。
なお、工程（２）、（６）及び（８）については、Ｃｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金の一般的な製造条件を選択すればよい。
【００２７】
本発明のＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金は種々の伸銅品、例えば板、条及び箔に加工することができ、更に、本発明のＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金は、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等に使用することができる。
【実施例】
【００２８】
以下に本発明の実施例を比較例と共に示すが、これらの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。
【００２９】
（例１）
Ｃｏ：１．３質量％、Ｓｉ：０．３質量％を含有し残部が銅及び不可避的不純物からなる合金を実験材料とし、予備焼鈍及び軽圧延条件と結晶方位との関係、さらに結晶方位が製品の曲げ性および機械的特性に及ぼす影響を検討した。
高周波溶解炉にてアルゴン雰囲気中で内径６０ｍｍ、深さ２００ｍｍの黒鉛るつぼを用い電気銅２．５ｋｇを溶解した。上記合金組成が得られるよう合金元素を添加し、溶湯温度を１３００℃に調整した後、鋳鉄製の鋳型に鋳込み、厚さ３０ｍｍ、幅６０ｍｍ、長さ１２０ｍｍのインゴットを製造した。このインゴットを１０００℃で３時間加熱し、厚さ１０ｍｍまで熱間圧延した。熱間圧延板表面の酸化スケールをグラインダーで研削して除去した。研削後の厚みは９ｍｍであった。その後、次の工程順で圧延および熱処理を施し、板厚０．１５ｍｍの製品試料を作製した。
（１）冷間圧延：軽圧延の圧延加工度に応じ、所定の厚みまで冷間圧延した。
（２）予備焼鈍：所定温度に調整した電気炉に試料を挿入し、所定時間保持した後、試料を水槽に入れ冷却（水冷）または試料を大気中に放置し冷却（空冷）の二通りの条件で冷却した。
（３）軽圧延：種々の圧延加工度で、厚み０．１８ｍｍまで冷間圧延を行った。
（４）溶体化処理：１０００℃に調整した電気炉に試料を挿入し、１０秒間保持した後、試料を水槽に入れ冷却した。
（５）時効処理：電気炉を用い５００℃で５時間、Ａｒ雰囲気中で加熱した。
（６）冷間圧延：０．１８ｍｍから０．１５ｍｍまで加工度１７％で冷間圧延した。
（７）歪取り焼鈍：４００℃に調整した電気炉に試料を挿入し、１０秒間保持した後、試料を大気中に放置し冷却した。
【００３０】
予備焼鈍後の試料および製品試料（この場合は歪取り焼鈍上がり）について、次の評価を行った。
（予備焼鈍での軟化度評価）
予備焼鈍前および予備焼鈍後の試料につき、引張試験機を用いてＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠し圧延方向と平行に引張強さを測定し、それぞれの値をσ0およびσTとした。また、９００℃焼鈍試料を前記手順（９５０℃の炉に挿入し試料が９００℃に到達したときに水冷）で作製し、圧延方向と平行に引張強さを同様に測定しσ900を求めた。σ0、σT、σ900から、軟化度ＳTを求めた。
ＳT＝（σ0−σT）／（σ0−σ900）
【００３１】
（予備焼鈍後の導電率測定）
予備焼鈍後の試料につき、ＪＩＳ Ｈ ０５０５に準拠して導電率を測定した。測定での通電は圧延方向と平行に行った。
【００３２】
（製品の結晶方位測定）
板厚方向表層および板厚方向中央部において、｛１ ０ ０｝＜０ ０ １＞、｛０ １ ２｝＜１ ０ ０＞、｛３ ６ ２｝＜８ ５ ３＞及び｛２ ３ １｝＜３ ４ ６＞の各方位の面積率を測定した。
表層の結晶方位を解析するための試料として、試料表面を機械研摩して圧延模様等による微小凹凸を除去した後、電解研磨により鏡面に仕上げた。これによる表面の研摩深さは２〜３μｍの範囲であった。
また、板厚中央部の結晶方位を解析するための試料として、一方の表面から板厚中央部までを塩化第二鉄溶液を用いたエッチングにより除去し、その後、機械研摩と電解研磨により鏡面に仕上げた。仕上げ後の試料の厚みは、元の板厚に対し４５〜５５％の範囲であった。
ＥＢＳＤ測定では、結晶粒を２００個以上含む、５００μｍ四方の試料面積に対し、０．５μｍのステップでスキャンし、結晶方位分布を測定した。そして、結晶方位密度関数解析を行って、｛１ ０ ０｝＜０ ０ １＞、｛０ １ ２｝＜１ ０ ０＞、｛３ ６ ２｝＜８ ５ ３＞及び｛２ ３ １｝＜３ ４ ６＞の各方位から１０°以内の方位差を持つ領域の面積率を求め、それぞれをＦ１、Ｆ２、Ｆ３及びＦ４とした。以上の解析にはＴＳＬ社製ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ ５．３を使用した。ＥＢＳＤによる方位解析において得られる情報は、電子線が試料に侵入する数１０ｎｍの深さまでの方位情報を含んでいるが、測定している広さに対して充分に小さいため、面積率として記載した。
【００３３】
（製品の引張り試験）
引張試験機を用いてＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠し圧延方向と平行に引張強さを測定した。
【００３４】
（製品のノッチ曲げ試験）
試験手順を図２に示す。板厚ｔに対し深さ１／３ｔのノッチング加工を施した。ノッチ先端の角度は９０度とし、先端に幅０．１ｍｍの平坦部を設けた。次に、ＪＩＳ Ｈ３１００に準拠し、内曲げ半径をｔとし、Ｇｏｏｄ Ｗａｙ方向（曲げ軸が圧延方向と直交）にＷ曲げ試験を行った。そして、曲げ断面を機械研磨及びバフ研磨で鏡面に仕上げ、光学顕微鏡で割れの有無を観察した。割れが認められない場合を○、割れが認められた場合を×と評価した。
【００３５】
（製品のＷ曲げ試験）
ＪＩＳ Ｈ３１００に準拠し、内曲げ半径をｔとし、Ｇｏｏｄ Ｗａｙ方向（曲げ軸が圧延方向と直交）にＷ曲げ試験を行った。そして、曲げ断面を機械研磨及びバフ研磨で鏡面に仕上げ、光学顕微鏡で割れの有無を観察した。割れが認められない場合を○、割れが認められた場合を×と評価した。
【００３６】
（ヤング率測定）
長手方向が圧延方向と平行になるように、板厚ｔ、幅Ｗ（＝１０ｍｍ）、長さ１００ｍｍの短冊形状の試料を採取した。この試料の片端を固定し、固定端からＬ（＝１００ｔ）の位置にＳ（＝０．１５Ｎ）の荷重を加え、このときのたわみｄから、次式を用い圧延平行方向のヤング率Ｅを求めた。
Ｅ＝４・Ｓ・（Ｌ／ｔ）3／（Ｗ・ｄ）
表１に評価結果を示す。
【００３７】
【表１】
【００３８】
発明例は、いずれも本発明が規定する条件で予備焼鈍および軽圧延を行ったものであり、板厚中央部の結晶方位が本発明の規定を満たし、Ｗ曲げ、ノッチ曲げとも割れが発生せず、引張強さは６００ＭＰａ以上と高く、１１０ＧＰａを超える高いヤング率が得られた。
比較例１は、予備焼鈍での軟化度が０．２５未満になったため、板厚中央部におけるＰが１未満になり、ノッチ曲げで割れが発生した。比較例２は、予備焼鈍での軟化度が０．７５を超えたため、板厚中央部におけるＰが１未満になり、ノッチ曲げで割れが発生した。比較例３は、予備焼鈍での軟化度が０．７５を超えさらに予備焼鈍後の導電率が３０％ＩＡＣＳ未満になったため、板厚中央部におけるＰが１未満になり、ノッチ曲げで割れが発生した。比較例５および６は、軽圧延の加工度が本発明の規定から外れたものであり、板厚中央部におけるＰが１未満になった。以上の比較例では、Ｗ曲げでは割れが発生しなかったが、ノッチ曲げでは割れが発生した。なお、これら比較例の予備焼鈍および軽圧延は特許文献２が推奨する条件の範囲で行われたものであった。
比較例４は、予備焼鈍後の導電率が６５％ＩＡＣＳを超えたため、Ｐが８を超え、ヤング率が１００ＧＰａ未満の低い値になった。
比較例７は、熱間圧延後に表面研削した後の板厚９ｍｍから、予備焼鈍および軽圧延を行わず、そのまま板厚０．１８ｍｍまで圧延したものである。板厚中央部、表層部ともに、Ｐが１未満になった。その結果、Ｗ曲げ、ノッチ曲げの双方で割れが発生した。
【００３９】
（例２）
例１で示したノッチ曲げ性の改善効果が、異なる成分および製造条件のＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ合金でも得られるかについて検討した。
まず、例１と同様の方法で鋳造、熱間圧延および表面研削を行い、表２の成分を有する厚み９ｍｍの板を得た。この板に対し次の工程順で圧延および熱処理を施し、表２に示す板厚の製品試料を得た。
（１）冷間圧延
（２）予備焼鈍：所定温度に調整した電気炉に、試料を挿入し、所定時間保持した後、試料を水槽に入れ冷却（水冷）または試料を大気中に放置し冷却（空冷）の二通りの条件で冷却した。
（３）軽圧延
（４）溶体化処理：所定温度に調整した電気炉に試料を挿入し、１０秒間保持した後、試料を水槽に入れ冷却した。該温度は再結晶粒の平均直径が５〜２５μｍの範囲になる範囲で選択した。
（５）冷間圧延（圧延１）
（６）時効処理：電気炉を用い所定温度で５時間、Ａｒ雰囲気中で加熱した。該温度は時効後の引張強さが最大になるように選択した。
（７）冷間圧延（圧延２）
（８）歪取り焼鈍：所定温度に調整した電気炉に試料を挿入し、１０秒間保持した後、試料を大気中に放置し冷却した。
【００４０】
予備焼鈍後の試料および製品試料について、例１と同様の評価を行った。表２及び３に評価結果を示す。圧延１、圧延２、歪取り焼鈍のいずれかを行わなかった場合は、それぞれの加工度または温度の欄に「なし」と表記している。
【００４１】
【表２】
【００４２】
【表３】
【００４３】
発明例は、いずれも本発明が規定する濃度のＣｏおよびＳｉを含有し、本発明が規定する条件で予備焼鈍および軽圧延を行ったものであり、板厚中央部の結晶方位が本発明の規定を満たし、ノッチ曲げが可能であり、５５０ＭＰａを超える高い引張強さおよび１１０ＧＰａを超える高いヤング率が得られた。ここで、圧延２の加工度が５０％を超えた発明例１６、および圧延１の加工度が６０％を超えた比較例１７では、ノッチ曲げ試験で割れが発生したものの、実用上許容できる極微細な割れであったため、○と評価した。
比較例８は軽圧延の加工度が５０％を超えたものである。例１の合金と同様、板厚中央部の結晶方位が発明の規定から外れ、ノッチ曲げで割れが発生した。同じ成分の前記発明例１６、１７と比べると、引張強さが低いにも関わらず、発生した割れは電子部品としての機能を阻害するレベルの顕著なものであった。
比較例９、１０は予備焼鈍での軟化度が本発明の規定を満足しなかったものである。例１比較例の合金と同様、板厚中央部の結晶方位が発明の規定から外れ、ノッチ曲げで割れが発生した。
比較例１１はＣｏおよびＳｉ濃度が本発明の規定を下回ったものであり、ノッチ曲げ性は良好であったが、引張強さが５００ＭＰａにも達しなかった。
【００４４】
（例３）
Ｃｏ：１．８６質量％、Ｓｉ：０．５６質量％を含有し残部が銅及び不可避的不純物からなる合金を実験材料とし、熱間圧延の１パスの加工率を低下し、パスとパスの間の時間及び温度を制御したときの結晶方位や製品の曲げ性および機械的特性に及ぼす影響を検討した。
高周波溶解炉にてアルゴン雰囲気中で内径６０ｍｍ、深さ２００ｍｍの黒鉛るつぼを用い電気銅２．５ｋｇを溶解した。上記合金組成が得られるよう合金元素を添加し、溶湯温度を１３００℃に調整した後、鋳鉄製の鋳型に鋳込み、厚さ３０ｍｍ、幅６０ｍｍ、長さ１２０ｍｍのインゴットを製造した。このインゴットを１０００℃で１０時間加熱し、厚さ１０ｍｍまで熱間圧延した後、水冷した。その熱間圧延は、１パス加工率が１４％のリバース式圧延を合計８パス行い、パスとパスの間の保持時間は３０秒とした。熱間圧延板表面の酸化スケールをグラインダーで研削して除去した。研削後の厚みは９ｍｍであった。その後、加工度９７％の冷間圧延を行い、予備焼鈍として、６００℃に調整した電気炉に試料を挿入し、１時間保持した後、試料を水槽に入れ冷却した。その後に、加工度３５％の冷間圧延を行い、１０００℃に調整した電気炉に試料を挿入し、１０秒保持した後、試料を水槽に入れ冷却し、電気炉を用い５００℃で５時間、Ａｒ雰囲気中で加熱し、加工度２５％で冷間圧延を行い、３５０℃に調整した電気炉に試料を挿入し、１０秒保持した後、試料を大気中に放置し冷却することで、板厚０．１５ｍｍの製品試料を作製した。予備焼鈍後の試料および製品試料について、例１と同様の評価を行った。表４〜６に評価結果を示す。
【００４５】
【表４】
【００４６】
【表５】
【００４７】
【表６】
【００４８】
比較例１２は、１パスの加工度を３０％以下とし、各パス間の保持時間を２０〜１００秒とした熱間圧延を実施し、熱間圧延と溶体化処理との間に３００〜７００℃の温度で１０秒〜５時間の予備焼鈍を行い、８００〜１０００℃で溶体化処理を行ったものである。比較例１の合金と同様、板厚中央部の結晶方位が発明の規定から外れ、ノッチ曲げで割れが発生した。
【技術分野】
【０００１】
本発明は、コネクタ、端子、リレー、スイッチ等の導電性ばね材やトランジスタ、集積回路（ＩＣ）等の半導体機器のリ−ドフレーム材として好適な、優れた強度、曲げ加工性、耐応力緩和特性、導電性等を備えた銅合金及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、電気・電子部品の小型化が進み、これら部品に使用される銅合金に良好な強度、導電率及び曲げ加工性が要求されている。この要求に応じ、従来のりん青銅や黄銅といった固溶強化型銅合金に替わり、高い強度及び導電率を有するコルソン合金等の析出強化型銅合金の需要が増加している。コルソン合金の一つであるＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金は、Ｃｕマトリックス中にＣｏとＳｉとの化合物粒子を析出させた合金であり、高強度、高い導電率、良好な曲げ加工性を兼ね備えている。一般に強度と曲げ加工性は相反する性質であり、Ｃｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金においても高強度を維持しつつ曲げ加工性を改善することが望まれている。
【０００３】
銅合金板をコネクタ等の電子・電子部品にプレス加工する際、曲げ加工部の寸法精度を向上させるため、あらかじめ銅合金板表面にノッチング加工と呼ばれる切り込み加工を施し、この切り込みに沿って銅合金板を曲げることがある（以下、ノッチ曲げともいう）。このノッチ曲げは、例えば車載用メス端子のプレス加工において多用されている。ノッチング加工により銅合金は加工硬化し延性を失うため、続く曲げ加工において銅合金に割れが生じやすくやすくなる。したがって、ノッチ曲げに用いられる銅合金には、特に良好な曲げ加工性が求められる。
【０００４】
近年、Ｃｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金の曲げ性を改善する技術として、ＳＥＭ−ＥＢＳＰ法で測定されるＣｕｂｅ方位｛０ ０ １｝＜１ ０ ０＞の面積率を制御する方策が提唱されている。例えば、特許文献１（ＷＯ２００９−１４８１０１号）では、（１）鋳造、（２）均質加熱処理、（３）熱間加工、（４）水冷、（５）面削、（６）冷間圧延、（７）熱処理（４００〜８００℃で５秒〜２０時間）、（８）冷間圧延（加工率５０％以下）、（９）中間溶体化熱処理、（１０）冷間圧延（加工率：Ｒ１）、（１１）時効析出熱処理、（１２）仕上げ冷間圧延（加工率：Ｒ２）、（１３）調質焼鈍、の各工程（Ｒ１＋Ｒ２を５〜６５％）を順次行うことにより、Ｃｕｂｅ方位の面積率を５〜５０％に制御し曲げ加工性を改善している。
【０００５】
また、特許文献２（特開２０１１−１７０７２号）では、Ｃｕｂｅ方位の面積率を５〜６０％に制御すると同時に、Ｂｒａｓｓ方位およびＣｏｐｐｅｒ方位の面積率をともに２０％以下に制御し、曲げ加工性を改善している。そのための製造工程としては、（１）鋳造、（２）熱間圧延、（３）冷間圧延（加工度８５〜９９％）、（４）熱処理（３００〜７００℃、５分〜２０時間）、（５）冷間圧延（加工度５〜３５％）、（６）溶体化処理、（７）時効処理、（８）冷間圧延（加工度２〜３０％）、（９）調質焼鈍、の工程を順次行う場合に最も良好な曲げ性が得られている。
【０００６】
また、特許文献３（特開２０１１−１１７０３４号）では、Ｃｕｂｅ方位の面積率を５〜６０％に制御すると同時に、Ｂｒａｓｓ方位およびＣｏｐｐｅｒ方位の面積率をともに２０％以下に制御し、曲げ加工性を改善している。そのための製造工程としては、（１）鋳造、（２）熱間圧延（終了後に５Ｋ／秒以下の除冷）、（３）冷間圧延（圧延率７０％以上）、（４）中間焼鈍（３００〜８００℃、５秒〜２時間）、（５）冷間圧延（圧延率５〜５０％）、（６）溶体化熱処理（５秒〜３００秒）、（７）時効熱処理、（８）冷間圧延（加工率５０％以下）、（９）低温焼鈍、の各工程を順次行い、最も良好な曲げ性を得ている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】ＷＯ２００９−１４８１０１号公報
【特許文献２】特開２０１１−１７０７２号公報
【特許文献３】特開２０１１−１１７０３４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明者らは、前記先行発明の効果について検証試験を行った。その結果、曲げ加工性をＷ曲げ試験で評価した場合に、一定の改善効果が認められた。しかしながら、ノッチ曲げに対しては、十分といえる曲げ加工性が得られなかった。そこで、本発明は、高強度及び高ノッチ曲げ性を兼備したＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金及びその製造方法を提供することを課題とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
従来技術では、銅合金の結晶方位をＥＢＳＤ法で解析し、得られたデータに基づき、銅合金の特性を改良している。ここで、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ：電子後方散乱回折)とは、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：走査電子顕微鏡）内で試料に電子線を照射したときに生じる反射電子菊池線回折（菊池パターン）を利用して結晶方位を解析する技術である。通常、電子線は銅合金表面に照射され、このとき得られる情報は電子線が侵入する数１０ｎｍの深さまでの方位情報、すなわち極表層の方位情報である。また、特許文献３に記載されているように、方位分布は板厚方向に変化しており、板厚方向に何点か任意にとって平均する方法ではノッチ曲げのように特殊な曲げを実施する場合に、曲げに影響を与える板厚箇所の方位分布が測れない。
一方、本発明者らは、ノッチ曲げに対しては、銅合金板内部の結晶方位を制御する必要があることを見出した。これはノッチング加工により、曲げの内角が板内部に移動するためである。そして、板厚方向中央部の結晶方位をノッチ曲げに対して適正化し、この結晶方位を得るための製造方法を明らかにした。
【００１０】
以上の知見を背景にして完成した本発明は一側面において、０．５〜３．０質量％のＣｏ及び０．１〜１．０質量％のＳｉを含有し、残部が銅及び不可避的不純物からなり、板厚に対し４５〜５５％の断面位置である板厚方向の中央部において、板厚方向と平行にＥＢＳＤ測定を行い、結晶方位を解析したときに、次式で定義されるＰが１〜８であるＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金である：
Ｐ＝（Ｆ１＋０．２×Ｆ２）／（Ｆ３＋Ｆ４）
（ただし、Ｆ１、Ｆ２、Ｆ３及びＦ４は、それぞれ、｛１ ０ ０｝＜０ ０ １＞、｛０ １ ２｝＜１ ０ ０＞、｛３ ６ ２｝＜８ ５ ３＞及び｛２ ３ １｝＜３ ４ ６＞の各方位の面積率である）。
【００１１】
本発明に係るＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金は一実施形態において、Ｎｉを０．００５〜０．８質量％含有する。
【００１２】
本発明に係るＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金は一実施形態において、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｐ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＡｇのうち１種以上を総量で０．００５〜３．０質量％含有する。
【００１３】
また、本発明は別の一側面において、０．５〜３．０質量％のＣｏ及び０．１〜１．０質量％のＳｉを含有し、残部が銅及び不可避的不純物からなるインゴットを作製し、前記インゴットを、温度８００〜１０００℃で厚み５〜２０ｍｍまで熱間圧延した後、加工度３０〜９９％の冷間圧延を行い、軟化度０．２５〜０．７５の熱処理を行って導電率を３０〜６５％ＩＡＣＳの範囲に調整した後、加工度７〜５０％の冷間圧延を行い、次いで、８００〜１０５０℃で５〜３００秒間の溶体化処理、及び、４００〜６００℃で２〜２０時間の時効処理を行う方法であり、
前記軟化度は、温度Ｔのときの軟化度をＳTとして、次式で示されるＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金の製造方法である：
ＳT＝（σ0−σT）／（σ0−σ900）
（σ0は焼鈍前の引張強さであり、σTおよびσ900はそれぞれＴ℃および９００℃で焼鈍後の引張強さである。）。
【００１４】
本発明に係るＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金の製造方法は一実施形態において、前記インゴットがＮｉを０．００５〜０．８質量％含有する。
【００１５】
本発明に係るＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金の製造方法は別の一実施形態において、前記インゴットがＳｎ、Ｚｎ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｐ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＡｇのうち１種以上を総量で０．００５〜３．０質量％含有する。
【００１６】
本発明は更に別の一側面において、上記銅合金を備えた伸銅品である。
【００１７】
本発明は更に別の一側面において、上記銅合金を備えた電子機器部品である。
【発明の効果】
【００１８】
本発明によれば、高強度及び高ノッチ曲げ性を兼備したＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金及びその製造方法を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１９】
【図１】本発明に係る合金を種々の温度で焼鈍したときの焼鈍温度と引張強さとの関係を示すグラフである。
【図２】実施例におけるノッチ曲げ試験の試験手順を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００２０】
（Ｃｏ及びＳｉの添加量）
Ｃｏ及びＳｉは、適当な時効処理を行うことにより、Ｃｏ2Ｓｉ等の金属間化合物として析出する。この析出物の作用により強度が向上し、析出によりＣｕマトリックス中に固溶したＣｏ及びＳｉが減少するため導電率が向上する。しかしながら、Ｃｏが０．５質量％未満又はＳｉが０．１質量％未満になると所望の強度が得られず、反対にＣｏが３．０質量％を超えると又はＳｉが１．０質量％を超えると導電率が低下する。このため、本発明に係るＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金では、Ｃｏの添加量は０．５〜３．０質量％とし、Ｓｉの添加量は０．１〜１．０質量％としている。さらに、Ｃｏの添加量は１．０〜２．０質量％が好ましく、Ｓｉの添加量は０．２〜０．５０質量％が好ましい。
【００２１】
（その他の添加元素）
Ｎｉは強度上昇に寄与する。Ｎｉが０．００５質量％未満であると上記の効果は得られず、０．８質量％を超えると導電率が著しく低下する。このため、本発明にかかわるＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金では、Ｎｉを０．００５〜０．８質量％含有することが好ましい。
Ｓｎ、Ｚｎ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｐ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ａｇは強度上昇に寄与する。さらにＺｎはＳｎめっきの耐熱剥離性の向上に、Ｍｇは応力緩和特性の向上に、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｍｎは熱間加工性の向上に効果がある。Ｓｎ、Ｚｎ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｐ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ａｇが総量で０．００５質量％未満であると上記の効果は得られず、３．０質量％を超えると導電率が著しく低下する。このため、本発明に係るＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金では、これらの元素を総量で０．００５〜３．０質量％含有することが好ましく、０．０１〜２．５質量％含有することがより好ましい。
【００２２】
（結晶方位）
種々のＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金板について、その板厚方向中央部においてＥＢＳＤ法により結晶方位分布を測定し、結晶方位分布関数を用い、発達している方位成分を求めたところ、｛１ ０ ０｝＜０ ０ １＞、｛０ １ ２｝＜１ ０ ０＞、｛３ ６ ２｝＜８ ５ ３＞及び｛２ ３ １｝＜３ ４ ６＞の４方位が検出された。ここで、例えば｛０ ０ １｝＜１ ０ ０＞方位とは、圧延面法線方向（ＮＤ）に（０ ０ １）面が、圧延方向（ＲＤ）に（１ ０ ０）面が向いている状態を示す。
各方位の発達度とノッチ曲げ性との関係について実験的に検討した結果、ノッチ曲げに対し｛１ ０ ０｝＜０ ０ １＞は非常に有効な方位成分であり、次いで、｛０ １ ２｝＜１ ０ ０＞も有効であった。一方、｛３ ６ ２｝＜８ ５ ３＞及び｛２ ３ １｝＜３ ４ ６＞はノッチ曲げ性に対し有害な成分であった。
そして、｛１ ０ ０｝＜０ ０ １＞、｛０ １ ２｝＜１ ０ ０＞、｛３ ６ ２｝＜８ ５ ３＞及び｛２ ３ １｝＜３ ４ ６＞方位の面積率をそれぞれＦ１、Ｆ２、Ｆ３及びＦ４としたときに、次式で与えられるＰがノッチ曲げ性と良好な相関を示し、Ｐが１以上の場合に良好なノッチ曲げ性が得られた。
Ｐ＝（Ｆ１＋０．２×Ｆ２）／（Ｆ３＋Ｆ４）
また、Ｐが１未満になると、ノッチ曲げ性が急激に低下した。一方、Ｐが８を超えるとヤング率が急激に低下した。ヤング率が低下すると、Ｓ＝Ｅ×ｄ（Ｓ：ばね力，Ｅ：ヤング率，ｄ：変位）の関係があるため、コネクタ等の部品に加工された後に所望のばね力が得られなくなる。このため、本発明に係るＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金は、上記Ｐを１〜８とした。より好ましいＰは１〜７である。
ここで、板厚の中央部とは、板厚に対し４５〜５５％の断面位置を指す。
【００２３】
（製造方法）
Ｃｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金の一般的な製造プロセスでは、まず溶解炉で電気銅、Ｃｏ、Ｓｉ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、冷間圧延、溶体化処理、時効処理の順で所望の厚みおよび特性を有する条や箔に仕上げる。熱処理後には、時効時に生成した表面酸化膜を除去するために、表面の酸洗や研磨等を行ってもよい。また、高強度化のために、溶体化処理と時効の間や時効後に冷間圧延を行ってもよい。
本発明では、上述の結晶方位を得るために、溶体化処理の前に、熱処理（以下、予備焼鈍ともいう）及び比較的低加工度の冷間圧延（以下、軽圧延ともいう）を行う。
予備焼鈍は、熱間圧延後の冷間圧延により形成された圧延組織中に、部分的に再結晶粒を生成させることを目的に行う。圧延組織中の再結晶粒の割合には最適値があり、少なすぎてもまた多すぎても上述の結晶方位が得られない。最適な割合の再結晶粒は、下記に定義する軟化度ＳTが０．２５〜０．７５になるよう、予備焼鈍条件を調整することにより得られる。
図１に本発明に係る合金を種々の温度で焼鈍したときの焼鈍温度と引張強さとの関係を例示する。熱電対を取り付けた試料を９５０℃の管状炉に挿入し、熱電対で測定される試料温度が所定温度に到達したときに、試料を炉から取り出して水冷し、引張強さを測定したものである。試料到達温度が５００〜７００℃の間で再結晶が進行し、引張強さが急激に低下している。高温側での引張強さの緩やかな低下は、再結晶粒の成長によるものである。
【００２４】
温度Ｔのときの軟化度ＳTを次式で定義する。
ＳT＝（σ0−σT）／（σ0−σ900）
ここで、σ0は焼鈍前の引張強さであり、σTおよびσ900はそれぞれＴ℃および９００℃で焼鈍後の引張強さである。９００℃という温度は、本発明に係る合金を９００℃で焼鈍すると安定して完全再結晶することから、再結晶後の引張強さを知るための基準温度として採用している。
ＳTが０．２５未満、又は、０．７５超になると、Ｐが１未満になる。
予備焼鈍上がりの導電率は３０〜６５％ＩＡＣＳの範囲とする。導電率が３０％ＩＡＣＳ未満になると、Ｐが１未満になる。予備焼鈍上がりの導電率が６５％ＩＡＣＳを超えると、Ｐが８を超える。
予備焼鈍の温度、時間および冷却速度は特に制約されず、ＳT及び導電率を上記範囲に調整することが重要である。一般的には、連続焼鈍炉を用いる場合には炉温４００〜７００℃で５秒間〜１０分間の範囲、バッチ焼鈍炉を用いる場合には炉温３５０〜６００℃で３０分間〜２０時間の範囲で行われる。
なお、予備焼鈍条件の設定は、次の手順により行うことができる。
（１）予備焼鈍前の材料の引張り試験強さ（σ0）を測定する。
（２）予備焼鈍前の材料を９００℃で焼鈍する。具体的には、熱電対を取り付けた材料を９５０℃の管状炉に挿入し、熱電対で測定される試料温度が９００℃に到達したときに、試料を炉から取り出して水冷する。
（３）上記９００℃焼鈍後の材料の引張強さ（σ900）を求める。
（４）例えば、σ0が６００ＭＰａ、σ900が３００ＭＰａの場合、軟化度０．２５及び０．７５に相当する引張強さは、それぞれ５２５ＭＰａ及び３７５ＭＰａである。
（５）焼鈍後の引張強さが３７５〜５２５ＭＰａとなり、同時に焼鈍後の導電率が３０〜６５％ＩＡＣＳとなるように、予備焼鈍の条件を求める。
【００２５】
上記焼鈍の後、溶体化処理に先立ち、加工度７〜５０％の軽圧延を行う。加工度Ｒ（％）は次式で定義する。
Ｒ＝（ｔ0−ｔ）／ｔ0×１００（ｔ0：圧延前の板厚，ｔ：圧延後の板厚）
加工度がこの範囲から外れるとＰが１未満になる。
【００２６】
本発明合金の製造方法を工程順に列記すると次のようになる。
（１）インゴットの鋳造
（２）熱間圧延（温度８００〜１０００℃、厚み５〜２０ｍｍ程度まで）
（３）冷間圧延（加工度３０〜９９％）
（４）予備焼鈍（軟化度：ＳT＝０．２５〜０．７５、導電率＝３０〜６５％ＩＡＣＳ）
（５）軽圧延（加工度７〜５０％）
（６）溶体化処理（８００〜１０５０℃で５〜３００秒）
（７）冷間圧延（加工度１〜６０％）
（８）時効処理（４００〜６００℃で２〜２０時間）
（９）冷間圧延（加工度１〜５０％）
（１０）歪取り焼鈍（３００〜７００℃で５秒〜１０時間）
ここで、冷間圧延（３）の加工度は３０〜９９％とすることが好ましい。予備焼鈍（４）で部分的に再結晶粒を生成させるためには、冷間圧延（３）で歪を導入しておく必要があり、３０％以上の加工度で有効な歪が得られる。一方、加工度が９９％を超えると、圧延材のエッジ等に割れが発生し、圧延中の材料が破断することがある。
冷間圧延（７）及び（９）は高強度化のために任意に行うものであり、圧延加工度の増加とともに強度が増加する反面、曲げ性が低下する。冷間圧延（７）及び（９）の有無およびそれぞれの加工度によらず、板厚中央部の結晶方位制御によりノッチ曲げ性が向上するという本発明の効果は得られる。冷間圧延（７）及び（９）は行っても良いし行わなくても良い。ただし、冷間圧延（７）及び（９）におけるそれぞれの加工度が上記上限値を超えることは曲げ性の点から好ましくなく、それぞれの加工度が上記下限値を下回ることは高強度化の効果の点から好ましくない。
歪取り焼鈍（１０）は、冷間圧延（９）を行う場合にこの冷間圧延で低下するばね限界値等を回復させるために任意に行うものである。歪取り焼鈍（１０）の有無に関わらず、板厚中央部の結晶方位制御によりノッチ曲げ性が向上するという本発明の効果は得られる。歪取り焼鈍（１０）は行っても良いし行わなくても良い。
なお、工程（２）、（６）及び（８）については、Ｃｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金の一般的な製造条件を選択すればよい。
【００２７】
本発明のＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金は種々の伸銅品、例えば板、条及び箔に加工することができ、更に、本発明のＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金は、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等に使用することができる。
【実施例】
【００２８】
以下に本発明の実施例を比較例と共に示すが、これらの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。
【００２９】
（例１）
Ｃｏ：１．３質量％、Ｓｉ：０．３質量％を含有し残部が銅及び不可避的不純物からなる合金を実験材料とし、予備焼鈍及び軽圧延条件と結晶方位との関係、さらに結晶方位が製品の曲げ性および機械的特性に及ぼす影響を検討した。
高周波溶解炉にてアルゴン雰囲気中で内径６０ｍｍ、深さ２００ｍｍの黒鉛るつぼを用い電気銅２．５ｋｇを溶解した。上記合金組成が得られるよう合金元素を添加し、溶湯温度を１３００℃に調整した後、鋳鉄製の鋳型に鋳込み、厚さ３０ｍｍ、幅６０ｍｍ、長さ１２０ｍｍのインゴットを製造した。このインゴットを１０００℃で３時間加熱し、厚さ１０ｍｍまで熱間圧延した。熱間圧延板表面の酸化スケールをグラインダーで研削して除去した。研削後の厚みは９ｍｍであった。その後、次の工程順で圧延および熱処理を施し、板厚０．１５ｍｍの製品試料を作製した。
（１）冷間圧延：軽圧延の圧延加工度に応じ、所定の厚みまで冷間圧延した。
（２）予備焼鈍：所定温度に調整した電気炉に試料を挿入し、所定時間保持した後、試料を水槽に入れ冷却（水冷）または試料を大気中に放置し冷却（空冷）の二通りの条件で冷却した。
（３）軽圧延：種々の圧延加工度で、厚み０．１８ｍｍまで冷間圧延を行った。
（４）溶体化処理：１０００℃に調整した電気炉に試料を挿入し、１０秒間保持した後、試料を水槽に入れ冷却した。
（５）時効処理：電気炉を用い５００℃で５時間、Ａｒ雰囲気中で加熱した。
（６）冷間圧延：０．１８ｍｍから０．１５ｍｍまで加工度１７％で冷間圧延した。
（７）歪取り焼鈍：４００℃に調整した電気炉に試料を挿入し、１０秒間保持した後、試料を大気中に放置し冷却した。
【００３０】
予備焼鈍後の試料および製品試料（この場合は歪取り焼鈍上がり）について、次の評価を行った。
（予備焼鈍での軟化度評価）
予備焼鈍前および予備焼鈍後の試料につき、引張試験機を用いてＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠し圧延方向と平行に引張強さを測定し、それぞれの値をσ0およびσTとした。また、９００℃焼鈍試料を前記手順（９５０℃の炉に挿入し試料が９００℃に到達したときに水冷）で作製し、圧延方向と平行に引張強さを同様に測定しσ900を求めた。σ0、σT、σ900から、軟化度ＳTを求めた。
ＳT＝（σ0−σT）／（σ0−σ900）
【００３１】
（予備焼鈍後の導電率測定）
予備焼鈍後の試料につき、ＪＩＳ Ｈ ０５０５に準拠して導電率を測定した。測定での通電は圧延方向と平行に行った。
【００３２】
（製品の結晶方位測定）
板厚方向表層および板厚方向中央部において、｛１ ０ ０｝＜０ ０ １＞、｛０ １ ２｝＜１ ０ ０＞、｛３ ６ ２｝＜８ ５ ３＞及び｛２ ３ １｝＜３ ４ ６＞の各方位の面積率を測定した。
表層の結晶方位を解析するための試料として、試料表面を機械研摩して圧延模様等による微小凹凸を除去した後、電解研磨により鏡面に仕上げた。これによる表面の研摩深さは２〜３μｍの範囲であった。
また、板厚中央部の結晶方位を解析するための試料として、一方の表面から板厚中央部までを塩化第二鉄溶液を用いたエッチングにより除去し、その後、機械研摩と電解研磨により鏡面に仕上げた。仕上げ後の試料の厚みは、元の板厚に対し４５〜５５％の範囲であった。
ＥＢＳＤ測定では、結晶粒を２００個以上含む、５００μｍ四方の試料面積に対し、０．５μｍのステップでスキャンし、結晶方位分布を測定した。そして、結晶方位密度関数解析を行って、｛１ ０ ０｝＜０ ０ １＞、｛０ １ ２｝＜１ ０ ０＞、｛３ ６ ２｝＜８ ５ ３＞及び｛２ ３ １｝＜３ ４ ６＞の各方位から１０°以内の方位差を持つ領域の面積率を求め、それぞれをＦ１、Ｆ２、Ｆ３及びＦ４とした。以上の解析にはＴＳＬ社製ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ ５．３を使用した。ＥＢＳＤによる方位解析において得られる情報は、電子線が試料に侵入する数１０ｎｍの深さまでの方位情報を含んでいるが、測定している広さに対して充分に小さいため、面積率として記載した。
【００３３】
（製品の引張り試験）
引張試験機を用いてＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠し圧延方向と平行に引張強さを測定した。
【００３４】
（製品のノッチ曲げ試験）
試験手順を図２に示す。板厚ｔに対し深さ１／３ｔのノッチング加工を施した。ノッチ先端の角度は９０度とし、先端に幅０．１ｍｍの平坦部を設けた。次に、ＪＩＳ Ｈ３１００に準拠し、内曲げ半径をｔとし、Ｇｏｏｄ Ｗａｙ方向（曲げ軸が圧延方向と直交）にＷ曲げ試験を行った。そして、曲げ断面を機械研磨及びバフ研磨で鏡面に仕上げ、光学顕微鏡で割れの有無を観察した。割れが認められない場合を○、割れが認められた場合を×と評価した。
【００３５】
（製品のＷ曲げ試験）
ＪＩＳ Ｈ３１００に準拠し、内曲げ半径をｔとし、Ｇｏｏｄ Ｗａｙ方向（曲げ軸が圧延方向と直交）にＷ曲げ試験を行った。そして、曲げ断面を機械研磨及びバフ研磨で鏡面に仕上げ、光学顕微鏡で割れの有無を観察した。割れが認められない場合を○、割れが認められた場合を×と評価した。
【００３６】
（ヤング率測定）
長手方向が圧延方向と平行になるように、板厚ｔ、幅Ｗ（＝１０ｍｍ）、長さ１００ｍｍの短冊形状の試料を採取した。この試料の片端を固定し、固定端からＬ（＝１００ｔ）の位置にＳ（＝０．１５Ｎ）の荷重を加え、このときのたわみｄから、次式を用い圧延平行方向のヤング率Ｅを求めた。
Ｅ＝４・Ｓ・（Ｌ／ｔ）3／（Ｗ・ｄ）
表１に評価結果を示す。
【００３７】
【表１】
【００３８】
発明例は、いずれも本発明が規定する条件で予備焼鈍および軽圧延を行ったものであり、板厚中央部の結晶方位が本発明の規定を満たし、Ｗ曲げ、ノッチ曲げとも割れが発生せず、引張強さは６００ＭＰａ以上と高く、１１０ＧＰａを超える高いヤング率が得られた。
比較例１は、予備焼鈍での軟化度が０．２５未満になったため、板厚中央部におけるＰが１未満になり、ノッチ曲げで割れが発生した。比較例２は、予備焼鈍での軟化度が０．７５を超えたため、板厚中央部におけるＰが１未満になり、ノッチ曲げで割れが発生した。比較例３は、予備焼鈍での軟化度が０．７５を超えさらに予備焼鈍後の導電率が３０％ＩＡＣＳ未満になったため、板厚中央部におけるＰが１未満になり、ノッチ曲げで割れが発生した。比較例５および６は、軽圧延の加工度が本発明の規定から外れたものであり、板厚中央部におけるＰが１未満になった。以上の比較例では、Ｗ曲げでは割れが発生しなかったが、ノッチ曲げでは割れが発生した。なお、これら比較例の予備焼鈍および軽圧延は特許文献２が推奨する条件の範囲で行われたものであった。
比較例４は、予備焼鈍後の導電率が６５％ＩＡＣＳを超えたため、Ｐが８を超え、ヤング率が１００ＧＰａ未満の低い値になった。
比較例７は、熱間圧延後に表面研削した後の板厚９ｍｍから、予備焼鈍および軽圧延を行わず、そのまま板厚０．１８ｍｍまで圧延したものである。板厚中央部、表層部ともに、Ｐが１未満になった。その結果、Ｗ曲げ、ノッチ曲げの双方で割れが発生した。
【００３９】
（例２）
例１で示したノッチ曲げ性の改善効果が、異なる成分および製造条件のＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ合金でも得られるかについて検討した。
まず、例１と同様の方法で鋳造、熱間圧延および表面研削を行い、表２の成分を有する厚み９ｍｍの板を得た。この板に対し次の工程順で圧延および熱処理を施し、表２に示す板厚の製品試料を得た。
（１）冷間圧延
（２）予備焼鈍：所定温度に調整した電気炉に、試料を挿入し、所定時間保持した後、試料を水槽に入れ冷却（水冷）または試料を大気中に放置し冷却（空冷）の二通りの条件で冷却した。
（３）軽圧延
（４）溶体化処理：所定温度に調整した電気炉に試料を挿入し、１０秒間保持した後、試料を水槽に入れ冷却した。該温度は再結晶粒の平均直径が５〜２５μｍの範囲になる範囲で選択した。
（５）冷間圧延（圧延１）
（６）時効処理：電気炉を用い所定温度で５時間、Ａｒ雰囲気中で加熱した。該温度は時効後の引張強さが最大になるように選択した。
（７）冷間圧延（圧延２）
（８）歪取り焼鈍：所定温度に調整した電気炉に試料を挿入し、１０秒間保持した後、試料を大気中に放置し冷却した。
【００４０】
予備焼鈍後の試料および製品試料について、例１と同様の評価を行った。表２及び３に評価結果を示す。圧延１、圧延２、歪取り焼鈍のいずれかを行わなかった場合は、それぞれの加工度または温度の欄に「なし」と表記している。
【００４１】
【表２】
【００４２】
【表３】
【００４３】
発明例は、いずれも本発明が規定する濃度のＣｏおよびＳｉを含有し、本発明が規定する条件で予備焼鈍および軽圧延を行ったものであり、板厚中央部の結晶方位が本発明の規定を満たし、ノッチ曲げが可能であり、５５０ＭＰａを超える高い引張強さおよび１１０ＧＰａを超える高いヤング率が得られた。ここで、圧延２の加工度が５０％を超えた発明例１６、および圧延１の加工度が６０％を超えた比較例１７では、ノッチ曲げ試験で割れが発生したものの、実用上許容できる極微細な割れであったため、○と評価した。
比較例８は軽圧延の加工度が５０％を超えたものである。例１の合金と同様、板厚中央部の結晶方位が発明の規定から外れ、ノッチ曲げで割れが発生した。同じ成分の前記発明例１６、１７と比べると、引張強さが低いにも関わらず、発生した割れは電子部品としての機能を阻害するレベルの顕著なものであった。
比較例９、１０は予備焼鈍での軟化度が本発明の規定を満足しなかったものである。例１比較例の合金と同様、板厚中央部の結晶方位が発明の規定から外れ、ノッチ曲げで割れが発生した。
比較例１１はＣｏおよびＳｉ濃度が本発明の規定を下回ったものであり、ノッチ曲げ性は良好であったが、引張強さが５００ＭＰａにも達しなかった。
【００４４】
（例３）
Ｃｏ：１．８６質量％、Ｓｉ：０．５６質量％を含有し残部が銅及び不可避的不純物からなる合金を実験材料とし、熱間圧延の１パスの加工率を低下し、パスとパスの間の時間及び温度を制御したときの結晶方位や製品の曲げ性および機械的特性に及ぼす影響を検討した。
高周波溶解炉にてアルゴン雰囲気中で内径６０ｍｍ、深さ２００ｍｍの黒鉛るつぼを用い電気銅２．５ｋｇを溶解した。上記合金組成が得られるよう合金元素を添加し、溶湯温度を１３００℃に調整した後、鋳鉄製の鋳型に鋳込み、厚さ３０ｍｍ、幅６０ｍｍ、長さ１２０ｍｍのインゴットを製造した。このインゴットを１０００℃で１０時間加熱し、厚さ１０ｍｍまで熱間圧延した後、水冷した。その熱間圧延は、１パス加工率が１４％のリバース式圧延を合計８パス行い、パスとパスの間の保持時間は３０秒とした。熱間圧延板表面の酸化スケールをグラインダーで研削して除去した。研削後の厚みは９ｍｍであった。その後、加工度９７％の冷間圧延を行い、予備焼鈍として、６００℃に調整した電気炉に試料を挿入し、１時間保持した後、試料を水槽に入れ冷却した。その後に、加工度３５％の冷間圧延を行い、１０００℃に調整した電気炉に試料を挿入し、１０秒保持した後、試料を水槽に入れ冷却し、電気炉を用い５００℃で５時間、Ａｒ雰囲気中で加熱し、加工度２５％で冷間圧延を行い、３５０℃に調整した電気炉に試料を挿入し、１０秒保持した後、試料を大気中に放置し冷却することで、板厚０．１５ｍｍの製品試料を作製した。予備焼鈍後の試料および製品試料について、例１と同様の評価を行った。表４〜６に評価結果を示す。
【００４５】
【表４】
【００４６】
【表５】
【００４７】
【表６】
【００４８】
比較例１２は、１パスの加工度を３０％以下とし、各パス間の保持時間を２０〜１００秒とした熱間圧延を実施し、熱間圧延と溶体化処理との間に３００〜７００℃の温度で１０秒〜５時間の予備焼鈍を行い、８００〜１０００℃で溶体化処理を行ったものである。比較例１の合金と同様、板厚中央部の結晶方位が発明の規定から外れ、ノッチ曲げで割れが発生した。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
０．５〜３．０質量％のＣｏ及び０．１〜１．０質量％のＳｉを含有し、残部が銅及び不可避的不純物からなり、板厚に対し４５〜５５％の断面位置である板厚方向の中央部において、板厚方向と平行にＥＢＳＤ測定を行い、結晶方位を解析したときに、次式で定義されるＰが１〜８であるＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金：
Ｐ＝（Ｆ１＋０．２×Ｆ２）／（Ｆ３＋Ｆ４）
（ただし、Ｆ１、Ｆ２、Ｆ３及びＦ４は、それぞれ、｛１ ０ ０｝＜０ ０ １＞、｛０ １ ２｝＜１ ０ ０＞、｛３ ６ ２｝＜８ ５ ３＞及び｛２ ３ １｝＜３ ４ ６＞の各方位の面積率である）。
【請求項２】
Ｎｉを０．００５〜０．８質量％含有する請求項１に記載のＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金。
【請求項３】
Ｓｎ、Ｚｎ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｐ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＡｇのうち１種以上を総量で０．００５〜３．０質量％含有する請求項１又は２に記載のＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金。
【請求項４】
０．５〜３．０質量％のＣｏ及び０．１〜１．０質量％のＳｉを含有し、残部が銅及び不可避的不純物からなるインゴットを作製し、前記インゴットを、温度８００〜１０００℃で厚み５〜２０ｍｍまで熱間圧延した後、加工度３０〜９９％の冷間圧延を行い、軟化度０．２５〜０．７５の熱処理を行って導電率を３０〜６５％ＩＡＣＳの範囲に調整した後、加工度７〜５０％の冷間圧延を行い、次いで、８００〜１０５０℃で５〜３００秒間の溶体化処理、及び、４００〜６００℃で２〜２０時間の時効処理を行う方法であり、
前記軟化度は、温度Ｔのときの軟化度をＳTとして、次式で示されるＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金の製造方法である：
ＳT＝（σ0−σT）／（σ0−σ900）
（σ0は焼鈍前の引張強さであり、σTおよびσ900はそれぞれＴ℃および９００℃で焼鈍後の引張強さである。）。
【請求項５】
前記インゴットがＮｉを０．００５〜０．８質量％含有する請求項４に記載のＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金の製造方法。
【請求項６】
前記インゴットがＳｎ、Ｚｎ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｐ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＡｇのうち１種以上を総量で０．００５〜３．０質量％含有する請求項４又は５に記載のＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金の製造方法。
【請求項７】
請求項１、２又は３に記載の銅合金を備えた伸銅品。
【請求項８】
請求項１、２又は３に記載の銅合金を備えた電子機器部品。
【請求項１】
０．５〜３．０質量％のＣｏ及び０．１〜１．０質量％のＳｉを含有し、残部が銅及び不可避的不純物からなり、板厚に対し４５〜５５％の断面位置である板厚方向の中央部において、板厚方向と平行にＥＢＳＤ測定を行い、結晶方位を解析したときに、次式で定義されるＰが１〜８であるＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金：
Ｐ＝（Ｆ１＋０．２×Ｆ２）／（Ｆ３＋Ｆ４）
（ただし、Ｆ１、Ｆ２、Ｆ３及びＦ４は、それぞれ、｛１ ０ ０｝＜０ ０ １＞、｛０ １ ２｝＜１ ０ ０＞、｛３ ６ ２｝＜８ ５ ３＞及び｛２ ３ １｝＜３ ４ ６＞の各方位の面積率である）。
【請求項２】
Ｎｉを０．００５〜０．８質量％含有する請求項１に記載のＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金。
【請求項３】
Ｓｎ、Ｚｎ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｐ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＡｇのうち１種以上を総量で０．００５〜３．０質量％含有する請求項１又は２に記載のＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金。
【請求項４】
０．５〜３．０質量％のＣｏ及び０．１〜１．０質量％のＳｉを含有し、残部が銅及び不可避的不純物からなるインゴットを作製し、前記インゴットを、温度８００〜１０００℃で厚み５〜２０ｍｍまで熱間圧延した後、加工度３０〜９９％の冷間圧延を行い、軟化度０．２５〜０．７５の熱処理を行って導電率を３０〜６５％ＩＡＣＳの範囲に調整した後、加工度７〜５０％の冷間圧延を行い、次いで、８００〜１０５０℃で５〜３００秒間の溶体化処理、及び、４００〜６００℃で２〜２０時間の時効処理を行う方法であり、
前記軟化度は、温度Ｔのときの軟化度をＳTとして、次式で示されるＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金の製造方法である：
ＳT＝（σ0−σT）／（σ0−σ900）
（σ0は焼鈍前の引張強さであり、σTおよびσ900はそれぞれＴ℃および９００℃で焼鈍後の引張強さである。）。
【請求項５】
前記インゴットがＮｉを０．００５〜０．８質量％含有する請求項４に記載のＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金の製造方法。
【請求項６】
前記インゴットがＳｎ、Ｚｎ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｐ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＡｇのうち１種以上を総量で０．００５〜３．０質量％含有する請求項４又は５に記載のＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金の製造方法。
【請求項７】
請求項１、２又は３に記載の銅合金を備えた伸銅品。
【請求項８】
請求項１、２又は３に記載の銅合金を備えた電子機器部品。
【図１】
【図２】
【図２】
【公開番号】特開２０１３−１０４０８２（Ｐ２０１３−１０４０８２Ａ）
【公開日】平成２５年５月３０日（２０１３．５．３０）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２０１１−２４７７４３（Ｐ２０１１−２４７７４３）
【出願日】平成２３年１１月１１日（２０１１．１１．１１）
【出願人】（５０２３６２７５８）ＪＸ日鉱日石金属株式会社 (482)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２５年５月３０日（２０１３．５．３０）
【国際特許分類】
【出願日】平成２３年１１月１１日（２０１１．１１．１１）
【出願人】（５０２３６２７５８）ＪＸ日鉱日石金属株式会社 (482)
【Ｆターム（参考）】
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