JP4312641B2 - 強度および導電性を兼備した銅合金およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、主にコネクタ、ソケット、端子等の電子部品に利用される強度と導電性とを兼ね備えた銅合金およびその製造方法に関する。

一般の電子部品等にプレス成形されて用いられる銅合金の条、箔、板、線および棒材等には、合金設計の上で相反する特性となる機械強度と導電性、さらに自動車搭載用の電子部品には耐熱性を併せ持つことが望まれている。

従来からＣｕ−Ｚｒ合金が耐熱リードフレーム材としてよく知られている。これはＺｒがＣｕ中に僅かに固溶して耐熱性を上げる他に、高温で過飽和なＺｒが時効処理によってＣｕとの安定化合物を作って析出するために強度が向上する（例えば、特許文献１参照）。

しかしながら、不要にＺｒを多く添加すると導電性の低下を招くばかりでなく、強度に寄与しない粗大な晶出物や析出物が残存してしまい、電子部品にプレス成形される際にクラックの起点になるために、Ｚｒの適正と思われる添加量は重量比で０．００５〜０．２５％程度とされている（例えば、特許文献２参照）。
特許第２５０１２７５号公報 特開平１０−１８３２７４号公報

しかしながら、係るＣｕ−Ｚｒ系合金では、引張強度σ（引張試験より観測される最高強度）と導電性δ（焼鈍した純銅の導電性に対する相対比である％ＩＡＣＳ）の組合せは、せいぜいσ：３００ＭＰａ−δ：９０％ＩＡＣＳである（ 幸田成康著、「合金の析出」、丸善（株）、昭和４７年７月２５日発行、第４４２頁、図１３．３参照 ）。ここで、合金設計の上で相反する両特性のバランスを表す無次元性能指数Ｍ ＝σ（／ＭＰａ）×δ（／％ＩＡＣＳ）を定義して簡便に表せば、従来のＣｕ−Ｚｒ系合金は、性能指数Ｍ＝３００×０．９＝２７０程度に留まっており、Ｍ値が小さく、強度と導電率の組合せの広い範囲での適用には不向きなものとなっている。

そこで強度と導電率の組合せの広い範囲で好適なものとして、性能指数Ｍ＞４００となる、強度と導電性とを兼ね備えた銅合金が熱望されている。

一方、Ｃｕ−Ｚｒ系合金の性能指数Ｍを向上させるために、既に第３の元素添加が試みられている。例えば、特開平１０−１８３２７４号公報ではＣｒ、Ｚｎなど多数の元素を少量添加してＣｕ−Ｚｒ系合金においても約Ｍ＝６００×０．７＝４２０程度の銅合金が幾つか提案されている。しかしこれ以外のＭ＝σ×δの組み合わせ、例えばもっと高いσ（高強度）においてＭ＞４００を達成する合金の例示はなく、このため従来では合金の選択肢がないために極めて限られた単一用途にしか利用することができない、という課題をも有している。 その上、部品としての耐用年数を過ぎ、溶解原料として再利用する際には、かような多元系の合金スクラップは極めて管理が煩雑になる、という課題をも有している。

そこで、本発明者の一人は、アモルファス薄帯を鋳造において得るための一般的な方法である単ロール型液体急冷法を用いて作成したＣｕ_９５Ｚｒ_３Ｍ_２（Ｍ＝Ｔｉ，Ｖ，Ｎｂ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ａｌ）およびＣｕ_{１００−ｘ}Ｚｒ_ｘ（ｘ＝０〜５）の厚さ３０〜５０μｍ薄帯の特性を調べたところ、Ｃｕ−５％Ｚｒ（原子％）において，Ｃｕ母相とＣｕ_９Ｚｒ_２化合物の複相組織が得られ、Ｃｕ母相の結晶粒径も極めて小さくなることを見出した（「銅と銅合金」、第４２巻、１号 第１９３頁〜第１９７頁，２００３年）。しかし引張強度σ＝１，０８０ＭＰａ，導電性δ＝２４％ＩＡＣＳ、ゆえにＭ＝１，０８０×０．２４＝２５９を得るに留まった。

その後、本発明者たちは、多くの実験検討を積み重ねた結果、原子％による組成が、組成式：Ｃｕ_{１００−（ａ＋ｂ）}Ｚｒ_ａＢ_ｂ（式中、１．０≦ａ≦８．０、０≦ｂ≦４．０、ａ＋ｂ≦８．０）で表される合金組成を見出し、本発明を完成した。

本発明は、Ｃｕ−Ｚｒ二元系あるいはＣｕ−Ｚｒ−Ｂ三元系からなる単純な合金組成において、強度と導電性の組合せに係る性能指数ＭがＭ＞４００となり、電子部品の用途に応じて広い範囲で選択することができる強度と導電性を兼備した銅合金およびその製造方法を提供することを目的としている。

上記目的を達成するため、請求項１の銅合金は、原子％による組成が、組成式：Ｃｕ_{１００−（ａ＋ｂ）}Ｚｒ_ａＢ_ｂ（式中、１．０≦ａ≦８．０、０≦ｂ≦４．０、ａ＋ｂ≦８．０）で表され、Ｃｕ母相と、Ｃｕ母相とＣｕ−Ｚｒ間あるいはＣｕ−Ｚｒ−Ｂ間のいずれかまたは双方の化合物との共晶相とが互いに層状となす組織で構成され、隣り合うＣｕ母相結晶粒同士が断続的に接する組織を呈し、Ｃｕ母相結晶粒の平均粒径が１０μｍ以下であることを特徴とする。

また、請求項２の銅合金は、請求項１に記載の強度および導電性を兼備した銅合金であって、前記２相組織は、前記Ｃｕ−Ｚｒ間、Ｃｕ−Ｂ間、あるいはＣｕ−Ｚｒ−Ｂ間の化合物のいずれか１つ以上を含む析出物が、前記Ｃｕ母相結晶粒の内部に分散していることを特徴とする。

このため請求項１または２項の銅合金では、微細なＣｕ母相結晶粒の周囲を、Ｃｕ母相とＣｕ_９Ｚｒ_２を主とするＣｕ−Ｚｒ間、およびＣｕ−Ｚｒ−Ｂ間のいずれかあるいは双方の化合物とに囲まれた２相組織を得ることができ、これにより十分な強度を取得できるに至った。

またＣｕ母相結晶粒は、その平均粒径が１０μｍ以下であり、この場合有効に２相組織を得ることができると共に、結晶粒同士が接する結晶の数や総面積が増加するので、ひいては強度および導電性の向上が見込める。

また、２相組織は、好ましくは、Ｃｕ−Ｚｒ間、Ｃｕ−Ｂ間、あるいはＣｕ−Ｚｒ−Ｂ間の化合物のいずれか１つ以上を含む析出物が、前記Ｃｕ母相結晶粒の内部に分散している組織で構成されることにより、一層十分な強度を取得できる。

また、請求項３の銅合金の製造方法は、請求項１または２項に記載の銅合金の製造方法であって、原子％による組成が組成式：Ｃｕ_{１００−（ａ＋ｂ）}Ｚｒ_ａＢｂ（式中、１．０≦ａ≦８．０、０≦ｂ≦４．０、ａ＋ｂ≦８．０）で表される銅合金を、無耐火物溶解法により溶解鋳造し、引き続き５０％以上の冷間加工を行うことを特徴とする。

このため請求項３の銅合金の製造方法では、原子％による組成が組成式：Ｃｕ_{１００−（ａ＋ｂ）}Ｚｒ_ａＢ_ｂ（式中、１．０≦ａ≦８．０、０≦ｂ≦４．０、ａ＋ｂ≦８．０）で表される銅合金を、単ロール液体急冷法のような製作寸法の制約が大きい特殊な鋳造法を用いることなく、酸素（Ｏ）・硫黄（Ｓ）・珪素（Ｓｉ）などの酸化物や硫化物に代表される不純物が生成して強度と導電性を阻害してしまう元素の混入を１，０００ｐｐｍ以下に抑えるべく無耐火物溶解法を用いた溶解を行なった。溶解後にＣｕ鋳型へバルク体の得られる程度の凝固速度で鋳造して、平均粒径が１０μｍ以下となる微細なＣｕ母相結晶粒の周囲を、Ｃｕ母相とＣｕ_９Ｚｒ_２を主とするＣｕ−Ｚｒ間、およびＣｕ−Ｚｒ−Ｂ間のいずれかあるいは双方の化合物とに囲まれた２相組織を得ることができ、これにより十分な強度を取得できるに至った。

また、鋳造されたバルク体に、５０％以上の冷間加工を行うことによって、共晶相が優先的にせん断すべりを起こして２相組織が加工方向に伸長され、さらにＣｕ母相も変形して伸長することによって、隣り合うＣｕ母相結晶粒同士が断続的に接するようになり、自由電子のスムーズな流れを助長するため導電性を向上できる。

ここで硼素（Ｂ）の添加は、本発明の組成範囲の本鋳造方法において共晶相を得やすく、かつ加工性を改善することができるので、加工率を高められることによってＣｕ母相結晶粒同士の接する度合いが増すために、導電性をより高めることができる。

また、請求項４の銅合金の製造方法は、請求項３項に記載の銅合金の製造方法であって、前記冷間加工を行う直前に５５０〜８００℃の範囲で１〜５時間の熱処理を行うことを特徴とする。

このため請求項４の銅合金の製造方法では、冷間加工の前に、５５０℃〜８００℃の範囲で１〜５時間の熱処理を行えば、顕著なＣｕ母相の結晶粗大化を招くことなく、母相内に晶出したＺｒやＢを含む化合物が再固溶するために、引き続いて行う冷間加工がし易くなり、バルク体表面の割れを回避しながら高い加工率まで有効に加工をすることができる。

また、請求項５の銅合金の製造方法は、請求項３または４項に記載の銅合金の製造方法であって、前記冷間加工の後に引き続いて３００〜５００℃の範囲で１〜１０時間の時効処理を行うことを特徴とする。

このため請求項５の銅合金の製造方法では、冷間加工の後に続いて、３００℃〜５００℃の範囲で１〜１０時間の時効処理を行えば、Ｃｕ母相内に固溶していたＺｒやＢを含む化合物が再びＣｕ母相内に析出し、強度と導電性を補足的に向上させる役割を果たすことができる。

本発明によれば、電子部品の用途に応じて選択されるべき強度と導電性の組合せの広い範囲で、性能指数Ｍ＞４００を達成し得ると共に、耐熱性にも優れた強度と導電性を兼備した銅合金およびその製造方法を提供することができる。

また、本発明に係る強度と導電性を兼備した銅合金は、Ｃｕ−Ｚｒの二元系あるいはＣｕ−Ｚｒ−Ｂの三元系からなる単純な合金組成で構成されるものであるから、例えば電子部品の耐用年数が過ぎて、合金スクラップとして溶解原料に再利用される際にも管理が容易に行える有利も付与することができる。

本発明に係る強度および導電性を兼備した銅合金は、原子％による組成が、組成式：Ｃｕ_{１００−（ａ＋ｂ）}Ｚｒ_ａＢ_ｂ（式中、１．０≦ａ≦８．０、０≦ｂ≦４．０、ａ＋ｂ≦８．０）で表され、Ｃｕ母相と、Ｃｕ母相とＣｕ−Ｚｒ間あるいはＣｕ−Ｚｒ−Ｂ間のいずれかまたは双方の化合物との共晶相とが互いに層状となす組織で構成され、隣り合うＣｕ母相結晶粒同士が断続的に接する２相組織を呈し、Ｃｕ母相結晶粒の平均粒径が１０μｍ以下に構成されている。

さらに好ましくは、本発明に係る銅合金における２相組織は、Ｃｕ−Ｚｒ間、Ｃｕ−Ｂ間、あるいはＣｕ−Ｚｒ−Ｂ間の化合物のいずれか１つ以上を含む析出物が、Ｃｕ母相結晶粒の内部に分散して構成されている。

また、本発明に係る銅合金の製造方法は、原子％による組成が組成式：Ｃｕ_{１００−（ａ＋ｂ）}Ｚｒ_ａＢ_ｂ（式中、１．０≦ａ≦８．０、０≦ｂ≦４．０、ａ＋ｂ≦８．０）で表される銅合金を、無耐火物溶解法により溶解鋳造し、引き続き５０％以上の冷間加工を行うことにより、強度および導電性を兼備した銅合金を得るものである。

そして好ましくは、本発明に係る銅合金の製造方法は、冷間加工を行う直前に５５０〜８００℃の範囲で１〜５時間の熱処理を行う。

さらに好ましくは、本発明に係る銅合金の製造方法は、冷間加工の後に引き続いて３００〜５００℃の範囲で１〜１０時間の時効処理を行う。

以下、本発明を図示した実施形態に基づいて具体的に説明する。

図１は、本発明の第１実施形態としてのＣｕ−Ｚｒ二元系銅合金のＺｒ添加割合に対する引張強度と導電率の測定結果を示す。Ｃｕ−Ｚｒ二元系合金を無耐火物溶解法の１つであるレビテーション溶解し、Ｃｕ鋳型へ鋳造して厚さ約１０ｍｍの板状バルク試験体を製作した。さらにこれを適当な寸法に切断した後、加工率９０％〜９８％で冷間圧延を行って厚さ０．２ｍｍ程度のシートとし、このシートの引張強度と導電率を測定した結果を図１に示している。これを性能指数Ｍに置換して表したものが、図５中「黒丸」で示してある。

図５中に「◎」で示したものは、同じ試験体を冷間加工後に４５０℃で２時間の時効硬化処理を行った場合の測定結果、さらに「○」は同じ試験体を冷間加工前に６５０℃で１時間の熱処理を行った場合の測定結果を示している。図中の曲線はＭ＝４００となる組み合わせを示し、幸田成康著、「合金の析出」、丸善（株）、昭和４７年７月２５日発行、第４４２頁、図１３．３にある従来技術の結果（従来合金）を「×」で示して比較表示した。本発明によれば従来技術では達成できないＭ＞４００を、広い範囲（図中斜線を付して示した）で達成し得ることを示すものである。

図２は、本発明の第２実施形態としてのＣｕ−Ｚｒ−Ｂ三元系銅合金のＺｒ添加割合に対する引張強度と導電率の測定結果を示す。Ｃｕ−Ｚｒ−Ｂ三元系合金を無耐火物溶解法の１つである真空アーク溶解し、Ｃｕ鋳型へ鋳造して厚さ約２５ｍｍの板状バルク体を製作した。さらにこれを適当な寸法に切断した後、加工率９０％〜９７％の冷間圧延を行って厚さ０．２ｍｍ程度のシートとし、このシートの引張強度と導電性を測定した結果を図２に示している。これを性能指数Ｍに置換して表したものが、図６中「黒丸」で示してある。

図６中に、「◎」で示したものは、同じ試験体を冷間加工後に４６０℃で２時間の時効硬化処理を行った場合の測定結果、さらに「○」は同じ試験体を、冷間加工前に６５０℃で１時間の熱処理を行った場合の測定結果を示している。図中の曲線はＭ＝４００となる組み合わせを示し、特開平１０−１８３２７４号公報に記載された結果（従来合金）を「×」で比較表示した。本発明によっては従来技術で得られない広い範囲（図中斜線を付して示した）でＭ＞４００を得られることを示すものである。

ここで、無耐火物溶解方法にはレビテーション溶解や真空アーク溶解のみに限定される必要はなく、電子ビーム溶解なども用いることができることは言うまでもない。

また、鋳造で製作するバルク体は板状に限らず、鋳型を工夫することにより、丸棒、ブロック、管状などさまざまな形状を選択することが可能である。

また、冷間加工においては、圧延に限定される必要はなく、押出し、引き抜き、鍛造、プレス圧縮をはじめ、２相組織の伸長を得ることのできるあらゆる加工方法を選択することが可能である。

また、冷間加工直前の熱処理、冷間加工直後の時効処理においては、特に雰囲気や冷却方法は選ばない。ただし加熱による酸化スケールの発生を少なくするためにはアルゴンや窒素などの不活性ガス雰囲気下、もしくは真空中が好ましい。

また、冷却方法も、作業時間の効率を考慮すれば空冷または水冷が好ましい。

図３は、第１および第２実施形態としての銅合金の組織を模式的に示すものである。図３（ａ）は、実施途中の鋳造後に得られる鋳造組織を示したもので、概して平均粒径が１０μｍ以下となる等方的なＣｕ母相を、Ｃｕ母相とＣｕ_９Ｚｒ_２を主体とするＣｕ−Ｚｒ間化合物やＣｕ−Ｚｒ−Ｂ間化合物との共晶相が取り囲む２相組織を構成している。

また、図３（ｂ）は、（ａ）を引き続き約９０％冷間圧延した際の組織を示し、Ｃｕ母相結晶粒は加工方向に伸長され、さらに共晶相はせん断すべり変形が容易に生じて、２相が層状となる組織を呈するように変化するとともに、隣り合うＣｕ母相結晶粒同士が断続的に接するようになる。

さらに、図３（ｃ）は、（ｂ）を時効処理した後の組織を示し、Ｃｕ−Ｚｒ間あるいはＣｕ−Ｂ間あるいはＣｕ−Ｚｒ−Ｂ間の化合物が、Ｃｕ母相結晶粒内に析出している様子を示したものである。

図４は、比較例として従来技術におけるＣｕ−Ｚｒ合金組成と製法（当業者において一般的であるように、溶解鋳造、熱間圧延、溶体化熱処理、冷間圧延および時効処理を順に行った）によって得られた代表的なミクロ組織を模式的に示すものである。

また、原子％による組成が組成式：Ｃｕ_{１００−（ａ＋ｂ）}Ｚｒ_ａＢ_ｂ（式中、１．０≦ａ≦８．０、０≦ｂ≦４．０、ａ＋ｂ≦８．０）で表される銅合金中のＺｒの限定理由は、本発明の範囲より少なすぎると所望の組織が生成されず、強度に寄与しない反面、多すぎると導電性の低下を招きＭ＜４００となるばかりでなく、冷間加工性を阻害するためである。

また、前記銅合金中のＢは、導電性の低下をもたらすことなくＺｒ元素を補填して組織を構成する役割を果たし、強度に寄与する。結晶粒の粗大化を抑制する役割が加えられ、また冷間加工性も向上させる効果を持つ。しかし本発明の範囲を超えて添加すると、逆に冷間加工性を阻害するようになる。因みに、特許第２５０１２７５号公報には、Ｂの添加は、加工性を阻害する、との報告がある。

また、Ｃｕ母相結晶粒は、好ましくはその平均粒径が１０μｍ以下であり、この場合有効に前記した２相組織を得ることができる。Ｃｕ母相結晶粒径については、本発明の製造方法に従えば必然的に１０μｍ以下となるわけであるが、仮に本発明において未知な手段を付加して１０μｍよりも大きな粒径に調製したとする。この場合には、２相組織の伸長を助ける共晶相の体積比が減ることが予想され、せん断すべり変形がスムーズに行われない。またＣｕ母相結晶粒が大きいために、冷間加工によって伸長したとしても隣り合う結晶粒同士が接する結晶の数や総面積が減るために、導電性の向上が見込めず、Ｍ＞４００を達成することができない。

また、製造方法において、冷間加工を５０％以上としたのは、５０％を下回ると層状組織が得られにくくなり、Ｃｕ母相結晶粒同士の接する度合いが少なくなり、このため導電率が低下する結果としてＭ＞４００を得ることができないからである。

また、製造方法における冷間加工前の熱処理を、５５０℃〜８００℃の範囲で１〜５時間の熱処理としたのは、５５０℃を下回ると原子の拡散が不十分で化合物の再固溶が起こらない反面、８００℃より高いと、結晶粗大化が顕著になるため好ましくないからである。処理時間については、１時間より短いと再固溶させるのに不十分となり、５時間より長いと非効率であるばかりでなく、温度によっては結晶粗大化につながることもあり好ましくないからである。

さらに、製造方法における冷間加工後の時効処理を、３００〜５００℃の範囲で１〜１０時間の時効処理としたのは、３００℃を下回るとＣｕ−Ｚｒ間、Ｃｕ−Ｂ間あるいはＣｕ−Ｚｒ−Ｂ間の化合物の析出が進まず、強度を向上させる効果がなく、他方、５００℃を上回ると、化合物の一部が母相に固溶し始めるため、強度は再び低下してしまうからである。時効時間は、温度との組み合わせで決まるが、１時間よりも短いと強度の向上は見込めず、逆に１０時間より長すぎると析出物が粗大化して強度が向上しないばかりか、長時間のために非効率であるからである。

表１は、供試体を示す。供試体は、実施例１〜１５、比較例１〜６、従来例７〜１１（文献記載のもの）および比較例１２〜１３とし、それらの合金組成、および溶解方法等（凝固体（凝固形態）、耐火物、鋳造寸法、加工前処理、冷間加工率、時効処理を含む）を表１に示す。

表１中、実施例１〜１５は、無耐火物溶解法により溶解鋳造して得られるものであるが、さらに詳細には実施例１、４、５、６、７、８、１０、１１がレビテーション溶解により得られ、実施例２、３、９、１２、１３、１４、１５が真空アーク溶解により得られる。

また、実施例１、２、３、４、８、９、１０、１１、１５は、冷間加工前後の熱処理および時効処理の両工程を経ないで得られるものであり、実施例７、１４は、前記両工程を経ることによって得られるものである。実施例５、１２は、冷間加工前の熱処理工程のみを経て得られるものであり、実施例６、１３は、冷間加工後の時効処理工程のみを経て得られるものである。

冷間加工の方法は圧延で行った。加工前の熱処理および時効処理は電気炉内の窒素雰囲気中で行い、空冷とした。

表２は、各供試体の、２相組織の有無（○有り、×無し）、層状組織の有無（○有り、×無し）、母相粒径、強度（引張り強度）σ、導電率δ、および性能指数Ｍを示す。ここで、「２相組織」とは、隣り合うＣｕ母相結晶粒同士が断続的に接する２相組織のことであり、「層状組織」とは、Ｃｕ母相と、Ｃｕ母相とＣｕ−Ｚｒ間あるいはＣｕ−Ｚｒ−Ｂ間のいずれかまたは双方の化合物との共晶相とが互いに層状となす組織のことである。

組織判定においては、実施例に対しては主に電子顕微鏡観察を行い、補足的に光学顕微鏡観察をも行った、比較例に対しては光学顕微鏡観察を行った。強度は引張試験によって求め、導電率は室温における電気抵抗を測定することによって純銅の電気抵抗との相対比較で算出した。

表２から解るように、実施例１〜１５は、２相組織および層状組織を有して構成されており、かつ強度σ＝６５０〜１２５０ＭＰａおよび導電率δ＝３７〜８６％ＩＡＣＳから性能指数Ｍ＝４０５〜４９２を示しており、強度と導電性の組合せの広い範囲でＭ＞４００を達成することができる。

これに対して、比較例１〜６、従来例７〜１１は、表２に示すように、精々性能指数Ｍ＝３８５が得られるだけでＭ＞４００を奏することができ無い。また、比較例１２〜１３は、Ｍ＞４００を奏することはできるが、強度σ≧６５０ＭＰａを奏することができない。これにより実施例１〜１５が、強度および導電性において如何に優れているかが理解できる。

比較例中でも高い性能指数を示す比較例４（Ｍ＝３２０）、５（Ｍ＝３８５）は、表１に示すように、冷間加工前後の熱処理および時効処理の温度条件が異なるのみで他の条件は実施例と同様にして作成したものである。すなわち、比較例４は、冷間加工前の熱処理を８２０℃×１時間行うものであり、比較例５は、冷間加工後の時効処理を６００℃×２時間行うものである。

このように比較例４、５は、冷間加工前後の熱処理および時効処理の温度条件が実施例のものよりも高温になっており、この高温に起因して冷間加工前の熱処理ではＣｕ母相結晶粒の平均粒径が３０μｍとなり、冷間加工後の時効処理ではＣｕ母相内に固溶しているＺｒやＢを含む化合物の再析出を阻止すると共に母相結晶粒の平均粒径が１５μｍとなり、いずれもＣｕ母相結晶粒の平均粒径が１０μｍを越えて粗大化する。

この粗大化により、比較例４、５は、強度σがそれぞれ８００ＭＰａ、８２０ＭＰａとなり、導電率δがそれぞれ４０％ＩＡＣＳ、４７％ＩＡＣＳとなり、その結果性能指数Ｍがそれぞれ３２０、３８５となり、Ｍ＞４００に達することができない。

これに比べ実施例１〜１５は、そのＣｕ母相結晶粒の平均粒径が２〜５μｍとなっており、これにより銅合金中のＣｕ母相結晶粒の平均粒径が１０μｍ以下で構成されることが重要であることが理解できる。

また、実施例３と実施例６、および実施例１２と実施例１４の各比較は、時効処理の有無の比較であり、時効処理有の実施例６および実施例１４がそれぞれ対応する時効処理無の実施例３および実施例１２よりも大きなＭ値を示している。これは時効処理で、Ｃｕ母相内に固溶していたＺｒやＢを含む化合物が再びＣｕ母相内に析出し、強度と導電性を補足的に向上させることによる。

したがって好ましくは、２相組織は、Ｃｕ−Ｚｒ間、Ｃｕ−Ｂ間、あるいはＣｕ−Ｚｒ−Ｂ間の化合物のいずれか１つ以上を含む析出物が、Ｃｕ母相結晶粒の内部に分散していることが、性能指数Ｍ値の向上に寄与することが理解できる。

また、実施例１〜１５は、５００℃を超える時効温度まで再固溶が起こらないことから、優れた耐熱性をも兼備した銅合金であることが理解できる。

なお、比較例２において、冷間圧延を行う途中で顕著な割れが発生したため中止し、特性データを測定することができなかった。

本発明の第１実施形態としてのＣｕ−Ｚｒ二元系銅合金のレビテーション溶解鋳造後９０〜９８％の冷間加工後のＺｒ添加量に対する引張強度と導電率の測定結果を示すグラフである。 本発明の第２実施形態としてのＣｕ−Ｚｒ−Ｂ三元系銅合金のアーク溶解鋳造後９０〜９７％の冷間加工後のＺｒ添加量に対する引張強度と導電率の測定結果を示すグラフである。 第１および第２実施形態としての銅合金の組織を模式的に示すもので、（ａ）は鋳造組織、（ｂ）は鋳造後に冷間圧延した組織、（ｃ）は鋳造および冷間圧延後に時効処理した組織をそれぞれ示す。 比較例としての従来のＣｕ−Ｚｒ二元系銅合金の代表的なミクロ組織を模式的に示す。 第１実施形態を含むＣｕ−Ｚｒ二元系銅合金の性能指数の特性線図である。 第２実施形態を含むＣｕ−Ｚｒ−Ｂ三元系銅合金の性能指数の特性線図である。

Claims (5)

1. 原子％による組成が、組成式：Ｃｕ_{１００−（ａ＋ｂ）}Ｚｒ_ａＢ_ｂ（式中、１．０≦ａ≦８．０、０≦ｂ≦４．０、ａ＋ｂ≦８．０）で表され、Ｃｕ母相と、Ｃｕ母相とＣｕ−Ｚｒ間あるいはＣｕ−Ｚｒ−Ｂ間のいずれかまたは双方の化合物との共晶相とが互いに層状となす組織で構成され、隣り合うＣｕ母相結晶粒同士が断続的に接する２相組織を呈し、Ｃｕ母相結晶粒の平均粒径が１０μｍ以下であることを特徴とする強度および導電性を兼備した銅合金。
2. 請求項１に記載の強度および導電性を兼備した銅合金であって、
   前記２相組織は、前記Ｃｕ−Ｚｒ間、Ｃｕ−Ｂ間、あるいはＣｕ−Ｚｒ−Ｂ間の化合物のいずれか１つ以上を含む析出物が、前記Ｃｕ母相結晶粒の内部に分散していることを特徴とする強度および導電性を兼備した銅合金。
3. 請求項１または２項に記載の強度および導電性を兼備した銅合金の製造方法であって、
   原子％による組成が組成式：Ｃｕ_{１００−（ａ＋ｂ）}Ｚｒ_ａＢ_ｂ（式中、１．０≦ａ≦８．０、０≦ｂ≦４．０、ａ＋ｂ≦８．０）で表される銅合金を、無耐火物溶解法により溶解鋳造し、引き続き５０％以上の冷間加工を行うことを特徴とする強度および導電性を兼備した銅合金の製造方法。
4. 請求項３項に記載の強度および導電性を兼備した銅合金の製造方法であって、
   前記冷間加工を行う直前に５５０〜８００℃の範囲で１〜５時間の熱処理を行うことを特徴とする強度および導電性を兼備した銅合金の製造方法。
5. 請求項３または４項に記載の強度および導電性を兼備した銅合金の製造方法であって、
   前記冷間加工の後に引き続いて３００〜５００℃の範囲で１〜１０時間の時効処理を行うことを特徴とする強度および導電性を兼備した銅合金の製造方法。

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