JP6811199B2 - 耐金型摩耗性およびプレス打ち抜き性に優れたＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条 - Google Patents
耐金型摩耗性およびプレス打ち抜き性に優れたＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条 Download PDFInfo
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Description
本発明は、例えばコネクタ、端子、リレ−、スイッチ等の導電性ばね材に好適なＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条およびその製造方法に関するものである。
コネクタ、リレー、スイッチ等の通電部品として使用される銅合金には、通電によるジュール熱の発生を抑制するために導電率が高いことが要求されるとともに、電気・電子機器の組み立て時や作動時に付与される応力に耐え得る高い強度を有することが要求される。
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、高い強度およ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。コルソン合金は、Ｃｕマトリックス中にＮｉ−Ｓｉ、Ｃｏ−Ｓｉ、Ｎｉ−Ｃｏ−Ｓｉ等の金属間化合物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。
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、高い強度およ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。コルソン合金は、Ｃｕマトリックス中にＮｉ−Ｓｉ、Ｃｏ−Ｓｉ、Ｎｉ−Ｃｏ−Ｓｉ等の金属間化合物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。
また、近年では、コネクタなどの電気・電子部品の高集積化、小型化および軽量化の進に伴って、それらの電気・電子部品の素材である銅合金には、薄肉化の要求も高まっている。さらに、これら電気・電子部品は、一般にプレス打ち抜き後に曲げ加工によって形成されることから、優れたプレス打ち抜き性および耐金型摩耗性を有することも要求される。
従来、コルソン合金のプレス打ち抜き性を向上させる方法として、Ｐｂ、Ｃｄなどの微量成分添加、あるいは破断の起点となる化合物を分散させるなど、化学成分に着目することが行われている。しかし、このような方法は微量成分の制御が困難であったり、他の特性を劣化させたり、コストアップにつながるため、化学成分以外の手法でプレス打ち抜き性を向上させる方法も検討されてきている。
例えば、特許文献１、２にはＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金の板表面における結晶方位の集積度を制御する技術が記載されており、特許文献３、４にはＣｕ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金の析出物の粒径および個数密度を制御する技術が開示されている。
例えば、特許文献１、２にはＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金の板表面における結晶方位の集積度を制御する技術が記載されており、特許文献３、４にはＣｕ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金の析出物の粒径および個数密度を制御する技術が開示されている。
また、コルソン合金等の時効硬化型銅基合金の多くは活性元素を含有しており、りん青銅に比べて、プレス金型を著しく磨耗する傾向があり、金型摩耗の抑制が望まれている。プレス金型が磨耗すると、被加工材の切断面にバリやダレが生じて加工形状の低下を来たし、製造コストも上昇する。
そこで、特許文献５にはＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金の成分組成を制御する技術が開示されている。又、特許文献６にはＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金の第二相粒子の大きさおよび個数密度を制御する技術が報告されている。
そこで、特許文献５にはＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金の成分組成を制御する技術が開示されている。又、特許文献６にはＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金の第二相粒子の大きさおよび個数密度を制御する技術が報告されている。
しかしながら、特許文献１、２記載の技術の場合、プレス打ち抜き性は改善されるものの、強度が十分とはいえない。
特許文献３、４記載の技術の場合、プレス打ち抜き性を改善するものの、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金にＣｏを添加するため、粗大な第二相粒子が多く存在して耐金型摩耗性が低下する。
特許文献５、６記載の技術の場合、耐金型摩耗性は改善されるものの、強度が十分とはいえない。
特許文献３、４記載の技術の場合、プレス打ち抜き性を改善するものの、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金にＣｏを添加するため、粗大な第二相粒子が多く存在して耐金型摩耗性が低下する。
特許文献５、６記載の技術の場合、耐金型摩耗性は改善されるものの、強度が十分とはいえない。
本発明は上記の課題を解決するためになされたものであり、強度および導電率に優れ、耐金型摩耗性及びプレス打ち抜き性に優れるＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条の提供を目的とする。
本発明者は、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金のプレス打ち抜き性を向上させる因子として、プレス後のプレス破面におけるせん断面比率を小さくすることに着目し、強度が高いほどせん断面比率は小さくなることを見出しした。
又、伸びが高くなると、耐金型摩耗性が低下することを見出した。
そして、強度と伸びの制御の手法として、歪取焼鈍における低温焼鈍硬化に着目した。低温焼鈍硬化とは時効後の冷間圧延によって組織中に圧延ひずみを導入すると、その後の歪取焼鈍で固溶元素がひずみに固着し、転位を妨げることで強化される現象である。
又、伸びが高くなると、耐金型摩耗性が低下することを見出した。
そして、強度と伸びの制御の手法として、歪取焼鈍における低温焼鈍硬化に着目した。低温焼鈍硬化とは時効後の冷間圧延によって組織中に圧延ひずみを導入すると、その後の歪取焼鈍で固溶元素がひずみに固着し、転位を妨げることで強化される現象である。
低温焼鈍硬化は歪取焼鈍直前の冷間圧延の加工度と、その冷間圧延時の固溶元素の析出の度合によって硬化の程度が変化する。しかしながら、冷間圧延と低温焼鈍硬化によって強度を高くしすぎると、プレスの際に金型摩耗を促の固溶元素の析出の度合に着目し、歪取焼鈍前に低温で熱処理を施し、製造時の加工度と析出の度合（導電率ＥＣ）との関係を規定することで、０．２％耐力を９５０ＭＰａ以上に向上させることに成功した。
上記の目的を達成するために、本発明のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条は、質量％で、Ｎｉ：３．０〜５．０％、Ｓｉ：０．５〜１．５％含有し、残部がＣｕおよび不可避不純物からなり、圧延平行方向の０．２％耐力ＹＳが９５０〜１３００ＭＰａ、圧延直角方向の伸びＥＬが２．８％以下、導電率が２５％ＩＡＣＳ以上であり、かつ（圧延平行方向の０．２％耐力ＹＳ）/（圧延直角方向の伸びＥＬ）が３３９〜１３００（ＭＰａ/％）であり、さらに圧延直角方向のばね限界値が８５０ＭＰａ以上である。
本発明のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条において、前記ばね限界値が９００ＭＰａ以上であることが好ましい。
本発明のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条は、さらにＭｇ、Ｍｎ、Ｓｎ、ＺｎおよびＣｒの群から選ばれる少なくとも１種以上を総量で０．００５〜１．０質量％含有することが好ましい。
本発明のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条は、さらにＰ、Ｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ａｌ、ＦｅおよびＡｇの群から選ばれる少なくとも１種以上を総量で０．００５〜１．０質量％含有することが好ましい。
本発明のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条は、さらにＭｇ、Ｍｎ、Ｓｎ、ＺｎおよびＣｒの群から選ばれる少なくとも１種以上を総量で０．００５〜１．０質量％含有することが好ましい。
本発明のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条は、さらにＰ、Ｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ａｌ、ＦｅおよびＡｇの群から選ばれる少なくとも１種以上を総量で０．００５〜１．０質量％含有することが好ましい。
本発明によれば、強度および導電率に優れ、耐金型摩耗性及びプレス打ち抜き性に優れるＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条が得られる。
以下、本発明の実施形態に係るＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条について説明する。なお、本発明において％とは、特に断らない限り、質量％を示すものとする。
（組成）
［ＮｉおよびＳｉ］
銅合金中にＮｉ：３．０〜５．０％、Ｓｉ：０．５〜１．５％を含有する。Ｎｉおよび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強度を向上させる。
ＮｉおよびＳｉの含有量が上記範囲未満であると、強度の向上効果が得られず、上記範囲を超えると導電性が低下すると共に熱間加工性が低下する。
また、上述の低温焼鈍硬化を発現するためには多量の固溶元素が必要であるため、本発明ではＮｉおよびＳｉの含有量を多くしている。
［ＮｉおよびＳｉ］
銅合金中にＮｉ：３．０〜５．０％、Ｓｉ：０．５〜１．５％を含有する。Ｎｉおよび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強度を向上させる。
ＮｉおよびＳｉの含有量が上記範囲未満であると、強度の向上効果が得られず、上記範囲を超えると導電性が低下すると共に熱間加工性が低下する。
また、上述の低温焼鈍硬化を発現するためには多量の固溶元素が必要であるため、本発明ではＮｉおよびＳｉの含有量を多くしている。
［他の添加元素］
合金中に、さらにＭｇ、Ｍｎ、Ｓｎ、ＺｎおよびＣｒの群から選ばれる少なくとも１種以上を総量で０．００５〜１．０質量％含有してもよい。
Ｍｇは強度と耐応力緩和特性を向上させる。Ｍｎは強度と熱間加工性を向上させる。Ｓｎは強度を向上させる。Ｚｎは半田接合部の耐熱性を向上させる。Ｃｒは、Ｎｉと同様にＳｉと化合物を形成するため、析出硬化により導電率を劣化させずに強度を向上させる。
また、合金中に、さらにＰ、Ｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ａｌ、ＦｅおよびＡｇの群から選ばれる少なくとも１種以上を総量で０．００５〜１．０質量％含有してもよい。これら元素を含有すると、導電率、強度、応力緩和特性、めっき性等の製品特性が改善される。
なお、上記した各元素の総量が上記範囲未満であると上記した効果が得られず、上記範囲を超えると導電率の低下を招く場合がある。
合金中に、さらにＭｇ、Ｍｎ、Ｓｎ、ＺｎおよびＣｒの群から選ばれる少なくとも１種以上を総量で０．００５〜１．０質量％含有してもよい。
Ｍｇは強度と耐応力緩和特性を向上させる。Ｍｎは強度と熱間加工性を向上させる。Ｓｎは強度を向上させる。Ｚｎは半田接合部の耐熱性を向上させる。Ｃｒは、Ｎｉと同様にＳｉと化合物を形成するため、析出硬化により導電率を劣化させずに強度を向上させる。
また、合金中に、さらにＰ、Ｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ａｌ、ＦｅおよびＡｇの群から選ばれる少なくとも１種以上を総量で０．００５〜１．０質量％含有してもよい。これら元素を含有すると、導電率、強度、応力緩和特性、めっき性等の製品特性が改善される。
なお、上記した各元素の総量が上記範囲未満であると上記した効果が得られず、上記範囲を超えると導電率の低下を招く場合がある。
［０．２％耐力］
Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金の圧延平行方向の０．２％耐力が９５０〜１３００ＭＰａである。圧延平行方向の０．２％耐力に着目した理由は、耐力（強度）は一般に圧延平行方向の値で代表されるからである。
材料のプレス打ち抜き性を向上させるためには、プレス後のプレス破面におけるせん断面比率を小さくすることが有効であるが、強度が高いほどせん断面比率は小さくなる。よって、０．２％耐力が９５０ＭＰａ以上であると、プレス打ち抜き性が向上する。
ただし、０．２％耐力を高くしすぎると、高硬度の析出物が生じ、この析出物に起因して硬度の高いせん断面が金型と接触して金型摩耗を促進することから、１３００ＭＰａを上限とする。
なお、０．２％耐力は、プレス機を用いてＪＩＳ１３Ｂ号試験片を作製し、ＪＩＳ−Ｚ２２４１に従い引張試験して常温で求める。
Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金の圧延平行方向の０．２％耐力が９５０〜１３００ＭＰａである。圧延平行方向の０．２％耐力に着目した理由は、耐力（強度）は一般に圧延平行方向の値で代表されるからである。
材料のプレス打ち抜き性を向上させるためには、プレス後のプレス破面におけるせん断面比率を小さくすることが有効であるが、強度が高いほどせん断面比率は小さくなる。よって、０．２％耐力が９５０ＭＰａ以上であると、プレス打ち抜き性が向上する。
ただし、０．２％耐力を高くしすぎると、高硬度の析出物が生じ、この析出物に起因して硬度の高いせん断面が金型と接触して金型摩耗を促進することから、１３００ＭＰａを上限とする。
なお、０．２％耐力は、プレス機を用いてＪＩＳ１３Ｂ号試験片を作製し、ＪＩＳ−Ｚ２２４１に従い引張試験して常温で求める。
［伸び］
Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金の圧延直角方向の伸びが３％以下である。端子やコネクタ等の電子材料は、自身の長手方向が銅合金条の圧延直角方向に平行になるように打ち抜かれて製造されることが多く、圧延直角方向の伸びがプレス打ち抜き性を評価するのに有効である。
伸びが小さくなると、プレス後のプレス破面におけるせん断面比率が小さくなる傾向にあり、圧延直角方向の伸びを３％以下に低減すると、プレス打ち抜き性が向上する。また、銅合金材料を金型で打ち抜く際、抵抗が少なく打ち抜けるので、金型と銅合金材料の接触部のダレが抑制され、耐金型摩耗性も向上する。
Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金の圧延直角方向の伸びが３％以下である。端子やコネクタ等の電子材料は、自身の長手方向が銅合金条の圧延直角方向に平行になるように打ち抜かれて製造されることが多く、圧延直角方向の伸びがプレス打ち抜き性を評価するのに有効である。
伸びが小さくなると、プレス後のプレス破面におけるせん断面比率が小さくなる傾向にあり、圧延直角方向の伸びを３％以下に低減すると、プレス打ち抜き性が向上する。また、銅合金材料を金型で打ち抜く際、抵抗が少なく打ち抜けるので、金型と銅合金材料の接触部のダレが抑制され、耐金型摩耗性も向上する。
伸びの下限は特に制限されないが、例えば１％である。
また、伸びは破断伸びであり、引張試験機により、ＪＩＳ−Ｚ２２４１に従い、上述の０．２％耐力を測定するのと同時に測定した。そして、試験片が破断したときの標点間の長さＬ（ゲージ長さ）と、試験前の標点距離Ｌ０との差を％で求めた。
また、伸びは破断伸びであり、引張試験機により、ＪＩＳ−Ｚ２２４１に従い、上述の０．２％耐力を測定するのと同時に測定した。そして、試験片が破断したときの標点間の長さＬ（ゲージ長さ）と、試験前の標点距離Ｌ０との差を％で求めた。
［（圧延平行方向の０．２％耐力）/（圧延直角方向の伸び）］
前述のように、プレス打ち抜き性を向上させるためには、プレス後のプレス破面におけるせん断面比率を小さくすることが有効であり、圧延平行方向の強度が高く、圧延直角方向の伸びが小さいほどせん断面比率は小さくなる。しかし、強度を高くしすぎると耐金型摩耗性が低下する。
よって、圧延平行方向の０．２％耐力ＹＳと、圧延直角方向の伸びＥＬの比（ＹＳ/ＥＬ）を規定することで、プレス打ち抜き性および耐金型摩耗性のより良い指標となると考えられる。そして、比（ＹＳ/ＥＬ）が３１７〜１３００（ＭＰａ/％）を満たすとプレス打ち抜き性および耐金型摩耗性が向上する。
前述のように、プレス打ち抜き性を向上させるためには、プレス後のプレス破面におけるせん断面比率を小さくすることが有効であり、圧延平行方向の強度が高く、圧延直角方向の伸びが小さいほどせん断面比率は小さくなる。しかし、強度を高くしすぎると耐金型摩耗性が低下する。
よって、圧延平行方向の０．２％耐力ＹＳと、圧延直角方向の伸びＥＬの比（ＹＳ/ＥＬ）を規定することで、プレス打ち抜き性および耐金型摩耗性のより良い指標となると考えられる。そして、比（ＹＳ/ＥＬ）が３１７〜１３００（ＭＰａ/％）を満たすとプレス打ち抜き性および耐金型摩耗性が向上する。
比（ＹＳ/ＥＬ）が３１７（ＭＰａ/％）未満であると、プレス後のプレス破面におけるせん断面が大きくなり、プレス打ち抜き性が低下する。比（ＹＳ/ＥＬ）が１３００（ＭＰａ/％）より大きいと、強度が高くなりすぎることから、高硬度の析出物、および析出物に起因して硬度の高いせん断面が金型と接触し、耐金型摩耗性が低下する。
［ばね限界値］
Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金の圧延直角方向のばね限界値が８５０ＭＰａ以上である。上述のように、端子やコネクタ等の電子材料は、自身の長手方向が銅合金条の圧延直角方向に平行になるように打ち抜かれて製造されることが多く、圧延直角方向のばね限界値がプレス打ち抜き性を評価するのに有効である。
Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金の圧延直角方向のばね限界値が８５０ＭＰａ以上である。上述のように、端子やコネクタ等の電子材料は、自身の長手方向が銅合金条の圧延直角方向に平行になるように打ち抜かれて製造されることが多く、圧延直角方向のばね限界値がプレス打ち抜き性を評価するのに有効である。
一般に歪取焼鈍を行うことにより、ばね限界値が向上するが、本発明の合金では、歪取焼鈍の際に低温焼鈍硬化を行うと、０．２％耐力が向上すると共に、ばね限界値が８５０ＭＰａ以上に高くなる。
ばね限界値が８５０ＭＰａ未満であると、材料を金型で打ち抜く際に抵抗が大きくなり、プレス打ち抜き性が低下する。
ばね限界値の上限は特に制限されないが、例えば１２５０ＭＰａ以下である。
圧延直角方向のばね限界値は、ＪＩＳ−Ｈ３１３０に規定されているモーメント式試験により、圧延直角方向が長い短冊状の試験片を片持ち式に保持し、材料板厚により規定した、たわみ量を生じさせる曲げモーメントから表面最大応力を測定して求めた。
ばね限界値が８５０ＭＰａ未満であると、材料を金型で打ち抜く際に抵抗が大きくなり、プレス打ち抜き性が低下する。
ばね限界値の上限は特に制限されないが、例えば１２５０ＭＰａ以下である。
圧延直角方向のばね限界値は、ＪＩＳ−Ｈ３１３０に規定されているモーメント式試験により、圧延直角方向が長い短冊状の試験片を片持ち式に保持し、材料板厚により規定した、たわみ量を生じさせる曲げモーメントから表面最大応力を測定して求めた。
［平均結晶粒径］
結晶粒径を微細化することにより、高い強度が得られるため、プレス後のプレス破面におけるせん断面が小さくなり、プレス打ち抜き性が向上する。最終製品の結晶粒径は溶体化処理後のそれと同一であるため、溶体化処理後の圧延平行断面の平均結晶粒径を２０μｍ以下とすると好ましい。平均結晶粒径が２０μｍを超える場合、強度が低下することからプレス打ち抜き性が低下する場合がある。
一方、平均結晶粒径が１０μｍよりも小さくなると、金属組織の一部が未再結晶となり、未再結晶部が残るとプレス打ち抜き性が低下するため、平均結晶粒径を１０〜２０μｍとするのが好ましい。
平均結晶粒径は、ＪＩＳ−Ｈ０５０１（切断法）に基いて測定する。
結晶粒径を微細化することにより、高い強度が得られるため、プレス後のプレス破面におけるせん断面が小さくなり、プレス打ち抜き性が向上する。最終製品の結晶粒径は溶体化処理後のそれと同一であるため、溶体化処理後の圧延平行断面の平均結晶粒径を２０μｍ以下とすると好ましい。平均結晶粒径が２０μｍを超える場合、強度が低下することからプレス打ち抜き性が低下する場合がある。
一方、平均結晶粒径が１０μｍよりも小さくなると、金属組織の一部が未再結晶となり、未再結晶部が残るとプレス打ち抜き性が低下するため、平均結晶粒径を１０〜２０μｍとするのが好ましい。
平均結晶粒径は、ＪＩＳ−Ｈ０５０１（切断法）に基いて測定する。
＜製造方法＞
本発明のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金は、通常、インゴットを熱間圧延、冷間圧延、溶体化処理、時効処理、低温熱処理、低温熱処理後冷間圧延、歪取焼鈍の順で行って製造することができる。溶体化処理前の冷間圧延や再結晶焼鈍は必須ではなく、必要に応じて実施してもよい。
本発明のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金は、通常、インゴットを熱間圧延、冷間圧延、溶体化処理、時効処理、低温熱処理、低温熱処理後冷間圧延、歪取焼鈍の順で行って製造することができる。溶体化処理前の冷間圧延や再結晶焼鈍は必須ではなく、必要に応じて実施してもよい。
＜溶体化処理＞
溶体化処理は、温度を８００〜９５０℃として行うとよい。これにより、ＮｉおよびＳｉの固溶が進む。この温度が８００℃未満である場合は、母相の再結晶および上記の固溶が十分に進まず、プレス打ち抜き性が低下する場合がある。一方、この温度が９５０℃を超える場合は粒径が粗大化し、結晶粒界強化による強度向上が小さくなることから、強度が低下し、プレス打ち抜き性が低下する場合がある。加熱時間は１５〜３００秒として行うことができる。
銅合金の平均結晶粒径については、溶体化処理の温度が高いほど大きくなり、温度が低いほど小さくなる。また、平均結晶粒径は加熱時間が長いほど大きくなり、短いほど小さくなる。従って、溶体化処理の温度と加熱時間を調整することで、溶体化処理後の平均結晶粒径（最終製品の平均結晶粒径と同じ）を１０〜２０μｍに制御できる。
溶体化処理は、温度を８００〜９５０℃として行うとよい。これにより、ＮｉおよびＳｉの固溶が進む。この温度が８００℃未満である場合は、母相の再結晶および上記の固溶が十分に進まず、プレス打ち抜き性が低下する場合がある。一方、この温度が９５０℃を超える場合は粒径が粗大化し、結晶粒界強化による強度向上が小さくなることから、強度が低下し、プレス打ち抜き性が低下する場合がある。加熱時間は１５〜３００秒として行うことができる。
銅合金の平均結晶粒径については、溶体化処理の温度が高いほど大きくなり、温度が低いほど小さくなる。また、平均結晶粒径は加熱時間が長いほど大きくなり、短いほど小さくなる。従って、溶体化処理の温度と加熱時間を調整することで、溶体化処理後の平均結晶粒径（最終製品の平均結晶粒径と同じ）を１０〜２０μｍに制御できる。
さらに、銅合金の０．２％耐力および導電率を向上させるためには、溶体化処理後の冷却速度を約１０℃/秒以上、好ましくは約１５℃/秒以上、より好ましくは約２０℃/秒以上とし、約４００℃〜室温まで冷却するとよい。
冷却速度が毎秒１０℃未満であると、固溶元素（ＮｉおよびＳｉ）の量が減少し、０．２％耐力強度が低下する場合がある。
ただし、冷却速度を高くし過ぎると、０．２％耐力が却って向上し難くなるため、約３０℃/秒以下、好ましくは約２５℃/秒以下であるとよい。
ここで、「冷却速度」とは溶体化処理温度（８００℃〜９５０℃）から４００℃までの冷却時間を計測し、（溶体化処理温度−４００）（℃）／冷却時間（秒）によって算出した値（℃／秒）をいう。
冷却速度が毎秒１０℃未満であると、固溶元素（ＮｉおよびＳｉ）の量が減少し、０．２％耐力強度が低下する場合がある。
ただし、冷却速度を高くし過ぎると、０．２％耐力が却って向上し難くなるため、約３０℃/秒以下、好ましくは約２５℃/秒以下であるとよい。
ここで、「冷却速度」とは溶体化処理温度（８００℃〜９５０℃）から４００℃までの冷却時間を計測し、（溶体化処理温度−４００）（℃）／冷却時間（秒）によって算出した値（℃／秒）をいう。
＜時効処理＞
時効処理は温度を４００〜５５０℃として行うとよい。この温度が４００℃より低いと導電率が低くなり、５５０℃より高いと強度が低下する場合がある。加熱時間は１〜１５ｈの範囲で行うことができる。
時効処理は温度を４００〜５５０℃として行うとよい。この温度が４００℃より低いと導電率が低くなり、５５０℃より高いと強度が低下する場合がある。加熱時間は１〜１５ｈの範囲で行うことができる。
＜低温熱処理後冷間圧延＞
Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金の圧延平行方向の０．２％耐力を高くし、圧延直角方向の伸びを低くする手法として、歪取焼鈍における低温焼鈍硬化を利用する。低温焼鈍硬化とは時効後の冷間圧延によって組織中に圧延ひずみを導入すると、その後の歪取焼鈍で固溶元素がひずみに固着し、転位を妨げることで強化される現象である。
そして、そのためには歪取焼鈍の直前の低温熱処理後冷間圧延の加工率をなるべく高くし、歪取焼鈍直前の固溶元素（ＮｉおよびＳｉ）の量を増やす必要がある。
なお、歪取焼鈍直前の固溶元素量をさらに増やすため、低温熱処理後冷間圧延の前に、詳しくは後述する「低温熱処理」を行う。
Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金の圧延平行方向の０．２％耐力を高くし、圧延直角方向の伸びを低くする手法として、歪取焼鈍における低温焼鈍硬化を利用する。低温焼鈍硬化とは時効後の冷間圧延によって組織中に圧延ひずみを導入すると、その後の歪取焼鈍で固溶元素がひずみに固着し、転位を妨げることで強化される現象である。
そして、そのためには歪取焼鈍の直前の低温熱処理後冷間圧延の加工率をなるべく高くし、歪取焼鈍直前の固溶元素（ＮｉおよびＳｉ）の量を増やす必要がある。
なお、歪取焼鈍直前の固溶元素量をさらに増やすため、低温熱処理後冷間圧延の前に、詳しくは後述する「低温熱処理」を行う。
低温焼鈍硬化は歪取焼鈍直前の低温熱処理後冷間圧延の加工度と、その冷間圧延時の固溶元素の析出の度合によって硬化の程度が変化する。しかしながら、冷間圧延と低温焼鈍硬化によって強度を高くしすぎると、プレスの際に金型摩耗を促進するおそれがあるため、歪取焼鈍直前の固溶元素の析出の度合に着目し、歪取焼鈍前に低温で熱処理を施し、製造時の加工度と析出の度合（導電率ＥＣ）との関係を規定することで、０．２％耐力を９５０ＭＰａ以上に向上させる。
具体的には、低温熱処理後冷間圧延の加工率ＲＥを７０％以上９０％未満とし、かつ低温熱処理後冷間圧延の加工率ＲＥが式（１）：ＲＥ≧−０．３０７４×（ＥＣ）２＋１１．９８６×ＥＣ−１８．９３４を満たすと好ましい。なお、ＥＣ（％ＩＡＣＳ）は、歪取焼鈍前（低温熱処理後冷間圧延後）の導電率である。
加工率ＲＥが７０％未満であると、低温焼鈍硬化が不十分となって０．２％耐力が９５０ＭＰａ未満となる場合がある。加工率ＲＥが９０％以上であると、冷間圧延中に試料に割れが発生し、最終製品を製造できない場合がある。
なお、加工率ＲＥは、低温熱処理後冷間圧延の前後での合金の板厚の変化の割合（％）である。
加工率ＲＥが７０％未満であると、低温焼鈍硬化が不十分となって０．２％耐力が９５０ＭＰａ未満となる場合がある。加工率ＲＥが９０％以上であると、冷間圧延中に試料に割れが発生し、最終製品を製造できない場合がある。
なお、加工率ＲＥは、低温熱処理後冷間圧延の前後での合金の板厚の変化の割合（％）である。
また、低温熱処理後冷間圧延時の合金の析出強化（固溶）の度合によっても必要とする最低限の加工率は変化するので、固溶の度合に応じて加工率を設定する必要がある。そして、この固溶の度合として、低温熱処理後冷間圧延後で歪取焼鈍前の圧延平行方向の導電率ＥＣ（％ＩＡＣＳ）を指標とし、上記導電率から算出される式（１）で必要な加工率を規定することで、合金の強度を安定して向上させることができる。
ここで、上記導電率ＥＣ（％ＩＡＣＳ）を２５％以上４０％未満とすることで、時効処理と歪取焼鈍の条件が共に適切となり、いずれの処理においても強度が上昇し、結果として高い強度が得られる。導電率ＥＣが４０％以上になると時効処理で強度は上昇するが、固溶量が少なくなるので、加工率ＲＥを高くしても歪取焼鈍で強度が十分に上昇せず、所望の強度が得られない場合がある。一方、導電率ＥＣが２５％未満であると、歪取焼鈍で強度は上昇するが、時効処理で強度が上昇せず、所望の強度が得られない場合がある。
なお、歪取焼鈍後の最終製品の導電率ＥＣ（％ＩＡＣＳ）は、２５〜４０％程度である。
なお、歪取焼鈍後の最終製品の導電率ＥＣ（％ＩＡＣＳ）は、２５〜４０％程度である。
そして、歪取焼鈍前の導電率ＥＣが低いほど時効処理による強度の増加が少ないので、加工率ＲＥをより高くして圧延歪をより多数導入しないと、必要な強度の向上が図れない。そこで、式（１）：ＲＥ≧−０．３０７４×（ＥＣ）２＋１１．９８６×ＥＣ−１８．９３４を満たすように加工率ＲＥを設定すると好ましい。この式（１）は、事前実験から表１および図１に示すようにして求めたものである。
この事前実験は、表１に示す組成のインゴットを熱間圧延、冷間圧延、溶体化処理、時効処理、低温熱処理、低温熱処理後冷間圧延、歪取焼鈍の順で行って板厚０．０５ｍｍの試料を製造し、その特性を評価した。熱間圧延は１０００℃で３時間行い、溶体化処理を８００〜９５０℃で行った。時効処理は４００℃〜５５０℃で１〜１５時間の範囲で実施した。
なお、低温熱処理は５５０〜８００℃の範囲で行い、後述するΔＥＣが２．０％となるように加熱時間を１〜２５０秒の範囲で調整した。そして、歪取焼鈍前の導電率ＥＣ、および低温熱処理後冷間圧延の加工率ＲＥを表１に示すように変化させてそれぞれ事前実験１〜８を行った。
なお、低温熱処理は５５０〜８００℃の範囲で行い、後述するΔＥＣが２．０％となるように加熱時間を１〜２５０秒の範囲で調整した。そして、歪取焼鈍前の導電率ＥＣ、および低温熱処理後冷間圧延の加工率ＲＥを表１に示すように変化させてそれぞれ事前実験１〜８を行った。
次に、表１に示す加工率ＲＥと導電率ＥＣとの関係を図１にプロットし、圧延平行方向の０．２％耐力ＹＳが９５０ＭＰａ以上である実験１〜３につき、最小二乗法により、各プロットを通る二次曲線を求めて式（１）を得た。
一方、実験６，７は０．２％耐力が９５０ＭＰａ未満となり、式（１）よりもＲＥが低い領域に存在していた。また実験５，８は式（１）上、または式（１）よりもＲＥが高い領域にあるが、実験５は加工率ＲＥが７０％未満で、０．２％耐力が９５０ＭＰａ未満となり、実験８は加工率ＲＥが９０％以上で、冷間圧延中に試料に割れが発生し、最終製品を製造できなかった。
一方、実験６，７は０．２％耐力が９５０ＭＰａ未満となり、式（１）よりもＲＥが低い領域に存在していた。また実験５，８は式（１）上、または式（１）よりもＲＥが高い領域にあるが、実験５は加工率ＲＥが７０％未満で、０．２％耐力が９５０ＭＰａ未満となり、実験８は加工率ＲＥが９０％以上で、冷間圧延中に試料に割れが発生し、最終製品を製造できなかった。
なお、実験４は、実験１と加工率ＲＥをほぼ同一（７０％）とし、導電率ＥＣを多くしたものであり、０．２％耐力が１０００ＭＰａ以上であった。実験４は、式（１）よりもＲＥが高い領域が本発明の好適な範囲であることを示すためのデータである。
以上の結果から、０．２％耐力および耐金型摩耗性の目標を達成するために、低温熱処理後冷間圧延の加工率ＲＥを７０％以上９０％未満かつ式（１）を満たす条件にする必要がある。
以上の結果から、０．２％耐力および耐金型摩耗性の目標を達成するために、低温熱処理後冷間圧延の加工率ＲＥを７０％以上９０％未満かつ式（１）を満たす条件にする必要がある。
加工率ＲＥが式（１）を満たさない場合には、時効処理後の強度に対して加工率ＲＥが小さすぎるため、必要な強度の向上が図れない場合がある。
＜低温熱処理＞
また、歪取焼鈍直前の固溶元素量を増やすため、上記した低温熱処理を行う。低温熱処理は、溶体化温度未満で、かつ時効温度以上の温度で実施する。低温熱処理は、時効処理で析出した固溶元素を、再びマトリクス中に固溶させるので、歪取焼鈍直前の固溶元素量が増加する。
そして、歪取焼鈍直前の固溶元素の量を表す指標として、時効処理後（つまり、低温熱処理前）と、低温熱処理後の導電率の変化量ΔＥＣを用いる。ΔＥＣ＝（時効処理後の導電率）−（低温熱処理後の導電率）で表される。ΔＥＣ＝２〜４％（ＩＡＣＳ）となるように低温熱処理を５５０〜８００℃で１〜２５０秒で行うとよい。
歪取焼鈍直前の低温熱処理により、時効処理後に比べて固溶元素の量が増えれば、導電率が低下する。
また、歪取焼鈍直前の固溶元素量を増やすため、上記した低温熱処理を行う。低温熱処理は、溶体化温度未満で、かつ時効温度以上の温度で実施する。低温熱処理は、時効処理で析出した固溶元素を、再びマトリクス中に固溶させるので、歪取焼鈍直前の固溶元素量が増加する。
そして、歪取焼鈍直前の固溶元素の量を表す指標として、時効処理後（つまり、低温熱処理前）と、低温熱処理後の導電率の変化量ΔＥＣを用いる。ΔＥＣ＝（時効処理後の導電率）−（低温熱処理後の導電率）で表される。ΔＥＣ＝２〜４％（ＩＡＣＳ）となるように低温熱処理を５５０〜８００℃で１〜２５０秒で行うとよい。
歪取焼鈍直前の低温熱処理により、時効処理後に比べて固溶元素の量が増えれば、導電率が低下する。
ΔＥＣが２％ＩＡＣＳ未満の場合、低温熱処理後（歪取焼鈍前）の材料の固溶元素の量が少ないことを示す。歪取焼鈍時に固溶元素の量が少ないと、歪取焼鈍で転位に固着する固溶元素の量が減り、低温焼鈍硬化での硬化の度合いが低減し、または硬化しなくなる場合がある。
ΔＥＣが４％ＩＡＣＳを超える場合は、低温熱処理後（歪取焼鈍前）に材料の固溶元素の量が多すぎることを示す。このため、歪取焼鈍時の低温焼鈍硬化での硬化の度合いが増加しすぎると共に、強度に寄与しない固溶元素が増えることで歪取焼鈍後の材料の０．２％耐力が低下する場合がある。また、０．２％耐力の低下に伴い、圧延直角方向の伸びが３％を超えて大きくなる。その結果、材料を金型で打ち抜く際の抵抗が大きくなり、ダレが発生して耐金型摩耗性が低下する場合がある。
ΔＥＣが４％ＩＡＣＳを超える場合は、低温熱処理後（歪取焼鈍前）に材料の固溶元素の量が多すぎることを示す。このため、歪取焼鈍時の低温焼鈍硬化での硬化の度合いが増加しすぎると共に、強度に寄与しない固溶元素が増えることで歪取焼鈍後の材料の０．２％耐力が低下する場合がある。また、０．２％耐力の低下に伴い、圧延直角方向の伸びが３％を超えて大きくなる。その結果、材料を金型で打ち抜く際の抵抗が大きくなり、ダレが発生して耐金型摩耗性が低下する場合がある。
また、歪取焼鈍前の導電率ＥＣ（％ＩＡＣＳ）を２５％以上〜４０％未満とするとよい。この理由は既に述べた通りである。
＜歪取焼鈍＞
歪取焼鈍を２００〜５００℃で５〜１００秒間行うとよい。歪取焼鈍の温度が上記範囲未満であると、歪取焼鈍が不十分となることで、上述の低温焼鈍硬化による強度の向上が小さくなり、圧延平行方向の０．２％耐力を９５０ＭＰａ以上にすることが困難である場合がある。歪取焼鈍の温度が上記範囲を超えると、歪取焼鈍による上述の低温焼鈍硬化が過度となって合金が軟化し、０．２％耐力の向上が図れない場合がある。
歪取焼鈍の時間が上記未満であると、低温焼鈍硬化は発現するが、ばね限界値が８５０ＭＰａ以下となり、プレス打ち抜き性が低下する場合がある。歪取焼鈍の時間が上記範囲を超えると、低温焼鈍硬化が発現して０．２％耐力は向上するが、伸びが３％を超えて大きくなり、プレス打ち抜き性が低下する場合がある。
歪取焼鈍を２００〜５００℃で５〜１００秒間行うとよい。歪取焼鈍の温度が上記範囲未満であると、歪取焼鈍が不十分となることで、上述の低温焼鈍硬化による強度の向上が小さくなり、圧延平行方向の０．２％耐力を９５０ＭＰａ以上にすることが困難である場合がある。歪取焼鈍の温度が上記範囲を超えると、歪取焼鈍による上述の低温焼鈍硬化が過度となって合金が軟化し、０．２％耐力の向上が図れない場合がある。
歪取焼鈍の時間が上記未満であると、低温焼鈍硬化は発現するが、ばね限界値が８５０ＭＰａ以下となり、プレス打ち抜き性が低下する場合がある。歪取焼鈍の時間が上記範囲を超えると、低温焼鈍硬化が発現して０．２％耐力は向上するが、伸びが３％を超えて大きくなり、プレス打ち抜き性が低下する場合がある。
大気溶解炉中にて電気銅を溶解し、必要に応じて表２に示す添加元素を所定量投入し、溶湯を攪拌した。その後、鋳込み温度１２００℃にて鋳型に出湯し、表２に示す組成の銅合金インゴットを得た。インゴットは熱間圧延し、板厚を１０ｍｍとした。その後、面削、冷間圧延、溶体化処理、時効処理、低温熱処理、低温熱処理後冷間圧延の順に行い、板厚０．０３〜０．２ｍｍの試料を得た。低温熱処理後冷間圧延の後に歪取焼鈍を行った。
なお、熱間圧延は１０００℃で３時間行い、溶体化処理を８００〜９５０℃で行った。時効処理は４００℃〜５５０℃で１〜１５時間の範囲、低温熱処理は５５０〜８００℃の範囲で行い、歪取焼鈍は２００〜５００℃で５〜１００秒間の範囲で行った。時効処理および歪取焼鈍はそれぞれの処理後の０．２％耐力が最大となる温度および時間で行った。
なお、熱間圧延は１０００℃で３時間行い、溶体化処理を８００〜９５０℃で行った。時効処理は４００℃〜５５０℃で１〜１５時間の範囲、低温熱処理は５５０〜８００℃の範囲で行い、歪取焼鈍は２００〜５００℃で５〜１００秒間の範囲で行った。時効処理および歪取焼鈍はそれぞれの処理後の０．２％耐力が最大となる温度および時間で行った。
＜評価＞
得られた試料について以下の項目を評価した。
［導電率］
時効処理後および低温熱処理後の圧延平行方向の試料、および歪取焼鈍後の最終製品の圧延平行方向の試料について、ＪＩＳＨ０５０５に準拠し、ダブルブリッジ装置を用いた四端子法により求めた体積抵抗率から導電率（％ＩＡＣＳ）を算出した。
［強度］
歪取焼鈍後の最終製品につき、引張方向が圧延平行方向および圧延直角方向と平行になるように、プレス機を用いてＪＩＳ１３Ｂ号試験片を作製した。ＪＩＳ−Ｚ２２４１に従ってこの試験片の引張試験を行い、０．２％耐力ＹＳを測定した。
引張試験の条件は、試験片幅１２．７ｍｍ、室温（１５〜３５℃）、引張速度５ｍｍ／ｍｉｎ、ゲージ長さＬ＝５０ｍｍで、材料の圧延平行方向および圧延直角方向に引張試験した。
得られた試料について以下の項目を評価した。
［導電率］
時効処理後および低温熱処理後の圧延平行方向の試料、および歪取焼鈍後の最終製品の圧延平行方向の試料について、ＪＩＳＨ０５０５に準拠し、ダブルブリッジ装置を用いた四端子法により求めた体積抵抗率から導電率（％ＩＡＣＳ）を算出した。
［強度］
歪取焼鈍後の最終製品につき、引張方向が圧延平行方向および圧延直角方向と平行になるように、プレス機を用いてＪＩＳ１３Ｂ号試験片を作製した。ＪＩＳ−Ｚ２２４１に従ってこの試験片の引張試験を行い、０．２％耐力ＹＳを測定した。
引張試験の条件は、試験片幅１２．７ｍｍ、室温（１５〜３５℃）、引張速度５ｍｍ／ｍｉｎ、ゲージ長さＬ＝５０ｍｍで、材料の圧延平行方向および圧延直角方向に引張試験した。
［伸び］
歪取焼鈍後の最終製品につき、引張方向が圧延平行方向および圧延直角方向と平行になるように、プレス機を用いてＪＩＳ１３Ｂ号試験片を作製し、上述の０．２％耐力を測定するのと同時に測定した。そして、試験片が破断したときの標点間の長さＬ（ゲージ長さ）と、試験前の標点距離Ｌ０との差を％で求めた。
歪取焼鈍後の最終製品につき、引張方向が圧延平行方向および圧延直角方向と平行になるように、プレス機を用いてＪＩＳ１３Ｂ号試験片を作製し、上述の０．２％耐力を測定するのと同時に測定した。そして、試験片が破断したときの標点間の長さＬ（ゲージ長さ）と、試験前の標点距離Ｌ０との差を％で求めた。
［平均結晶粒径］
平均結晶粒径は、圧延方向に平行な断面を鏡面研磨後に化学腐食し、切断法（ＪＩＳ−Ｈ０５０１）により求めた。
平均結晶粒径は、圧延方向に平行な断面を鏡面研磨後に化学腐食し、切断法（ＪＩＳ−Ｈ０５０１）により求めた。
［ばね限界値］
歪取焼鈍後の最終製品につき、ＪＩＳ−Ｈ３１３０に規定されているモーメント式試験により、圧延直角方向が長い短冊状の試験片（試験片幅１０ｍｍ）を片持ち式に保持し、材料板厚により規定した永久たわみ量を生じさせる曲げモーメントから表面最大応力を測定し、圧延直角方向のばね限界値とした。
試験条件は材料板厚ｔ（ｍｍ）、材料の固定端から負荷点までの距離ｌ（ｍｍ）、永久たわみ量δ（ｍｍ）について、材料板厚ｔが０．０３〜０．０５ｍｍの場合はｌ２＝１３００ｔ、δ＝０．０３２５、材料板厚ｔが０．０５１〜０．０７ｍｍの場合はｌ２＝２０００ｔ、δ＝０．０５０、材料板厚ｔが０．０７１〜０．０９ｍｍの場合はｌ２＝３０００ｔ、δ＝０．０７５、材料板厚ｔが０．０９ｍｍよりも大きい場合はｌ２＝４０００ｔ、δ＝０．１とし、試験を行った。
歪取焼鈍後の最終製品につき、ＪＩＳ−Ｈ３１３０に規定されているモーメント式試験により、圧延直角方向が長い短冊状の試験片（試験片幅１０ｍｍ）を片持ち式に保持し、材料板厚により規定した永久たわみ量を生じさせる曲げモーメントから表面最大応力を測定し、圧延直角方向のばね限界値とした。
試験条件は材料板厚ｔ（ｍｍ）、材料の固定端から負荷点までの距離ｌ（ｍｍ）、永久たわみ量δ（ｍｍ）について、材料板厚ｔが０．０３〜０．０５ｍｍの場合はｌ２＝１３００ｔ、δ＝０．０３２５、材料板厚ｔが０．０５１〜０．０７ｍｍの場合はｌ２＝２０００ｔ、δ＝０．０５０、材料板厚ｔが０．０７１〜０．０９ｍｍの場合はｌ２＝３０００ｔ、δ＝０．０７５、材料板厚ｔが０．０９ｍｍよりも大きい場合はｌ２＝４０００ｔ、δ＝０．１とし、試験を行った。
［耐金型摩耗性］
タレットパンチプレスを使用して最終製品の試料を打ち抜き、２０万ショット打ち抜いた後のパンチ刃の摩耗量を、プレス前を基準として測定した。パンチは円筒形のものを使用し、クリアランスは板厚の５％、プレス速度は２９０ｓｈｏｔ／ｍｉｎとし、パンチの押し込み深さは板厚の５０％に設定した。また、パンチとダイはそれぞれ硬度の異なるものを使用し、パンチの硬度がダイの硬度の６０〜８０％の値となるよう設定した。
パンチ刃の摩耗量は、レーザー顕微鏡を使用し、図２に示すように、プレス前のパンチ刃の断面プロファイルＰ１とプレス後のパンチ刃の断面プロファイルＰ２の間で高低差が生じた面積Ｓ１を摩耗した面積とみなし、その面積を算出した。図２の符号Ｄはプレス方向を示す。以下の基準で金型摩耗性を評価した。評価が○であれば、耐金型摩耗性が優れている。
○：摩耗面積が４０００μｍ２未満
×：摩耗面積が４０００μｍ２以上
タレットパンチプレスを使用して最終製品の試料を打ち抜き、２０万ショット打ち抜いた後のパンチ刃の摩耗量を、プレス前を基準として測定した。パンチは円筒形のものを使用し、クリアランスは板厚の５％、プレス速度は２９０ｓｈｏｔ／ｍｉｎとし、パンチの押し込み深さは板厚の５０％に設定した。また、パンチとダイはそれぞれ硬度の異なるものを使用し、パンチの硬度がダイの硬度の６０〜８０％の値となるよう設定した。
パンチ刃の摩耗量は、レーザー顕微鏡を使用し、図２に示すように、プレス前のパンチ刃の断面プロファイルＰ１とプレス後のパンチ刃の断面プロファイルＰ２の間で高低差が生じた面積Ｓ１を摩耗した面積とみなし、その面積を算出した。図２の符号Ｄはプレス方向を示す。以下の基準で金型摩耗性を評価した。評価が○であれば、耐金型摩耗性が優れている。
○：摩耗面積が４０００μｍ２未満
×：摩耗面積が４０００μｍ２以上
［プレス打ち抜き性］
一辺１０ｍｍの正方形型のポンチと、クリアランスを板厚の５％設けたダイスとの間に歪取焼鈍後の最終製品を配置した状態で、速度０．１ｍｍ／ｍｉｎでパンチをダイに向けて変位させプレスを行った。プレス後のプレス破面を光学顕微鏡により観察し、板厚方向におけるせん断面の幅をＳ（ｍｍ）、破断面の幅をＨ（ｍｍ）としたとき、Ｓ／Ｈでプレス打ち抜き性を評価した。せん断面幅Ｓ、破断面幅Ｈは、観察面の写真から画像解析ソフトを使用して算出し、以下の指標で評価した。評価が◎、○であればプレス打ち抜き性が優れている。
◎：Ｓ／Ｈ≦１．０
○：１．０＜Ｓ／Ｈ≦１．５
×：Ｓ／Ｈ＞１．５
一辺１０ｍｍの正方形型のポンチと、クリアランスを板厚の５％設けたダイスとの間に歪取焼鈍後の最終製品を配置した状態で、速度０．１ｍｍ／ｍｉｎでパンチをダイに向けて変位させプレスを行った。プレス後のプレス破面を光学顕微鏡により観察し、板厚方向におけるせん断面の幅をＳ（ｍｍ）、破断面の幅をＨ（ｍｍ）としたとき、Ｓ／Ｈでプレス打ち抜き性を評価した。せん断面幅Ｓ、破断面幅Ｈは、観察面の写真から画像解析ソフトを使用して算出し、以下の指標で評価した。評価が◎、○であればプレス打ち抜き性が優れている。
◎：Ｓ／Ｈ≦１．０
○：１．０＜Ｓ／Ｈ≦１．５
×：Ｓ／Ｈ＞１．５
得られた結果を表２〜表４に示す。表２、表３の「０．５Ｚｎ」は、Ｚｎを０．５質量％含むことを意味する。
表２〜表４に示すように、各実施例はいずれも、ＹＳが９５０ＭＰａ以上、ＥＬが３％以下、導電率が２５％ＩＡＣＳ以上、かつ比（圧ＹＳ/ＥＬ）が３１７〜１３００（ＭＰａ/％）であり、さらに圧延直角方向のばね限界値が８５０ＭＰａ以上となった。その結果、耐金型摩耗性およびプレス打ち抜き性が良好となった。
溶体化処理温度が実施例より高すぎて、溶体化処理後の平均結晶粒径が２０μｍを超えた比較例１の場合、圧延平行方向の０．２％耐力が９５０ＭＰａ未満、圧延直角方向のばね限界値が８５０ＭＰａ未満となり、プレス打ち抜き性が低下した。
溶体化処理温度が実施例より低すぎて、溶体化処理後の平均結晶粒径が１０μｍ未満となった比較例２の場合、金属組織の一部が未再結晶となり、圧延平行方向の０．２％耐力が９５０ＭＰａ未満、圧延直角方向のばね限界値が８５０ＭＰａ未満となり、プレス打ち抜き性が低下した。
溶体化処理温度が実施例より低すぎて、溶体化処理後の平均結晶粒径が１０μｍ未満となった比較例２の場合、金属組織の一部が未再結晶となり、圧延平行方向の０．２％耐力が９５０ＭＰａ未満、圧延直角方向のばね限界値が８５０ＭＰａ未満となり、プレス打ち抜き性が低下した。
溶体化処理後の冷却速度が実施例より高すぎた比較例３、及び溶体化処理後の冷却速度が実施例より低すぎた比較例４の場合、圧延平行方向の０．２％耐力が９５０ＭＰａ未満、圧延直角方向のばね限界値が８５０ＭＰａ未満となり、プレス打ち抜き性が低下した。
時効温度が実施例より高すぎた比較例５の場合、歪取焼鈍前の導電率が２５％未満で加工率ＲＥが式（１）を満たさず、圧延平行方向の０．２％耐力が９５０ＭＰａ未満、圧延直角方向のばね限界値が８５０ＭＰａ未満となり、プレス打ち抜き性が低下した。
時効温度が実施例より低すぎた比較例６の場合、圧延平行方向の０．２％耐力が９５０ＭＰａ未満、圧延直角方向のばね限界値が８５０ＭＰａ未満、導電率が２５％ＩＡＣＳ未満となり、プレス打ち抜き性が低下した。又、伸びが３％を超え、耐金型摩耗性及びも低下した。これは、時効処理が不十分なため、低温焼鈍硬化が不十分になったためと考えられる。
時効温度が実施例より低すぎた比較例６の場合、圧延平行方向の０．２％耐力が９５０ＭＰａ未満、圧延直角方向のばね限界値が８５０ＭＰａ未満、導電率が２５％ＩＡＣＳ未満となり、プレス打ち抜き性が低下した。又、伸びが３％を超え、耐金型摩耗性及びも低下した。これは、時効処理が不十分なため、低温焼鈍硬化が不十分になったためと考えられる。
ΔＥＣが２％ＩＡＣＳ未満の比較例７の場合、圧延平行方向の０．２％耐力が９５０ＭＰａ未満、圧延直角方向のばね限界値が８５０ＭＰａ未満となり、伸びが３％を超え、耐金型摩耗性及びプレス打ち抜き性が低下した。耐金型摩耗性が低下したのは低温焼鈍硬化が不十分なためと考えられる。
ΔＥＣが４％ＩＡＣＳを超えた比較例８の場合、圧延平行方向の０．２％耐力が９５０ＭＰａ未満、圧延直角方向のばね限界値が８５０ＭＰａ未満となり、プレス打ち抜き性が低下した。これは、歪取焼鈍時に強度が十分に向上しなかったためと考えられる。又、伸びが３％を超え、耐金型摩耗性も低下した。
ΔＥＣが４％ＩＡＣＳを超えた比較例８の場合、圧延平行方向の０．２％耐力が９５０ＭＰａ未満、圧延直角方向のばね限界値が８５０ＭＰａ未満となり、プレス打ち抜き性が低下した。これは、歪取焼鈍時に強度が十分に向上しなかったためと考えられる。又、伸びが３％を超え、耐金型摩耗性も低下した。
歪取焼鈍前の導電率が４０％を超えた比較例９の場合、圧延平行方向の０．２％耐力が９５０ＭＰａ未満、圧延直角方向のばね限界値が８５０ＭＰａ未満となり、伸びが３％を超え、耐金型摩耗性及びプレス打ち抜き性が低下した。これは低温焼鈍硬化が発現しなかったためと考えられる。
歪取焼鈍前の導電率が２５％未満かつ加工率ＲＥが式（１）を満たさなかった比較例１０の場合、圧延平行方向の０．２％耐力が９５０ＭＰａ未満、圧延直角方向のばね限界値が８５０ＭＰａ未満、導電率が２５％ＩＡＣＳ未満となり、伸びが３％を超え、耐金型摩耗性及びプレス打ち抜き性が低下した。これは、低温焼鈍硬化が不十分なためと考えられる。
歪取焼鈍前の導電率が２５％未満かつ加工率ＲＥが式（１）を満たさなかった比較例１０の場合、圧延平行方向の０．２％耐力が９５０ＭＰａ未満、圧延直角方向のばね限界値が８５０ＭＰａ未満、導電率が２５％ＩＡＣＳ未満となり、伸びが３％を超え、耐金型摩耗性及びプレス打ち抜き性が低下した。これは、低温焼鈍硬化が不十分なためと考えられる。
加工率ＲＥが７０％未満の比較例１１の場合、圧延平行方向の０．２％耐力が９５０ＭＰａ未満、圧延直角方向のばね限界値が８５０ＭＰａ未満となり、伸びが３％を超え、耐金型摩耗性及びプレス打ち抜き性が低下した。これは低温焼鈍硬化が発現しなかったためと考えられる。
加工率ＲＥが９０％以上の比較例１２の場合、冷間圧延中に試料に割れが発生し、最終製品を製造できなかった。
加工率ＲＥが９０％以上の比較例１２の場合、冷間圧延中に試料に割れが発生し、最終製品を製造できなかった。
歪取焼鈍の加熱時間が実施例より短すぎた比較例１３の場合、ばね限界値が８５０ＭＰａ未満となり、プレス打ち抜き性が低下した。
歪取焼鈍の加熱時間が実施例より長すぎた比較例１４の場合、伸びが３％を超え、（ＹＳ/ＥＬ）の比が３１７未満となり、耐金型摩耗性及びプレス打ち抜き性が低下した。
歪取焼鈍の加熱時間が実施例より長すぎた比較例１４の場合、伸びが３％を超え、（ＹＳ/ＥＬ）の比が３１７未満となり、耐金型摩耗性及びプレス打ち抜き性が低下した。
ΔＥＣが４％ＩＡＣＳを超え、歪取焼鈍前の導電率が２５％未満かつ加工率ＲＥが式（１）を満たさなかった比較例１５の場合、圧延平行方向の０．２％耐力が９５０ＭＰａ未満、圧延直角方向のばね限界値が８５０ＭＰａ未満、導電率が２５％ＩＡＣＳ未満となり、伸びが３％を超え、耐金型摩耗性及びプレス打ち抜き性が低下した。これは低温焼鈍硬化が不十分なためと考えられる。
ΔＥＣが２％ＩＡＣＳ未満であり、加工率ＲＥが７０％未満の比較例１６の場合、圧延平行方向の０．２％耐力が９５０ＭＰａ未満、伸びが３％を超え、圧延直角方向のばね限界値が８５０ＭＰａ未満となり、耐金型摩耗性及びプレス打ち抜き性が低下した。
ΔＥＣが２％ＩＡＣＳ未満であり、加工率ＲＥが７０％未満の比較例１６の場合、圧延平行方向の０．２％耐力が９５０ＭＰａ未満、伸びが３％を超え、圧延直角方向のばね限界値が８５０ＭＰａ未満となり、耐金型摩耗性及びプレス打ち抜き性が低下した。
歪取焼鈍前の導電率が４０％を超え、加工率ＲＥが７０％未満の比較例１７の場合、圧延平行方向の０．２％耐力が９５０ＭＰａ未満、伸びが３％を超え、圧延直角方向のばね限界値が８５０ＭＰａ未満となり、耐金型摩耗性及びプレス打ち抜き性が低下した。
Ｎｉの含有量が５．０％を超えた比較例１８の場合、熱間圧延で割れが発生し、合金を製造できなかった。
Ｎｉの含有量が５．０％を超え、Ｓｉの含有量が１．５％を超えた比較例１９の場合、圧延平行方向の０．２％耐力が１３００ＭＰａを超えたため、耐金型摩耗性が低下した。これは、高硬度の析出物、および析出物に起因してせん断面が硬くなったためと考えられる。
Ｎｉの含有量が５．０％を超え、Ｓｉの含有量が１．５％を超えた比較例１９の場合、圧延平行方向の０．２％耐力が１３００ＭＰａを超えたため、耐金型摩耗性が低下した。これは、高硬度の析出物、および析出物に起因してせん断面が硬くなったためと考えられる。
Ｍｇ、Ｍｎ、Ｓｎ、ＺｎおよびＣｒを総量で１．０％を超えて含有した比較例２０の場合、熱間圧延で割れが発生し、合金を製造できなかった。
Ｎｉの合計含有量が３．０％未満の比較例２１の場合、圧延平行方向の０．２％耐力が９５０ＭＰａ未満、圧延直角方向のばね限界値が８５０ＭＰａ未満となり、プレス打ち抜き性が低下した。
Ｎｉの合計含有量が３．０％未満の比較例２１の場合、圧延平行方向の０．２％耐力が９５０ＭＰａ未満、圧延直角方向のばね限界値が８５０ＭＰａ未満となり、プレス打ち抜き性が低下した。
Claims (4)
- 質量％で、Ｎｉ：３．０〜５．０％、Ｓｉ：０．５〜１．５％含有し、残部がＣｕおよび不可避不純物からなり、
圧延平行方向の０．２％耐力ＹＳが９５０〜１３００ＭＰａ、圧延直角方向の伸びＥＬが２．８％以下、導電率が２５％ＩＡＣＳ以上であり、
かつ（圧延平行方向の０．２％耐力ＹＳ）/（圧延直角方向の伸びＥＬ）が３３９〜１３００（ＭＰａ/％）であり、
圧延直角方向のばね限界値が８５０ＭＰａ以上である、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条。 - 前記ばね限界値が９００ＭＰａ以上である請求項１に記載のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条。
- さらにＭｇ、Ｍｎ、Ｓｎ、ＺｎおよびＣｒの群から選ばれる少なくとも１種以上を総量で０．００５〜１．０質量％含有する請求項１または２に記載のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条。
- さらにＰ、Ｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ａｌ、ＦｅおよびＡｇの群から選ばれる少なくとも１種以上を総量で０．００５〜１．０質量％含有する請求項１〜３のいずれか一項に記載のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条。
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