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WO2010016429A1 - 電気・電子部品用銅合金材料 - Google Patents

電気・電子部品用銅合金材料 Download PDF

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WO2010016429A1
WO2010016429A1 PCT/JP2009/063615 JP2009063615W WO2010016429A1 WO 2010016429 A1 WO2010016429 A1 WO 2010016429A1 JP 2009063615 W JP2009063615 W JP 2009063615W WO 2010016429 A1 WO2010016429 A1 WO 2010016429A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
compound
copper alloy
alloy material
electrical
average particle
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Ceased
Application number
PCT/JP2009/063615
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
邦照 三原
亮佑 松尾
立彦 江口
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Furukawa Electric Co Ltd
Original Assignee
Furukawa Electric Co Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Furukawa Electric Co Ltd filed Critical Furukawa Electric Co Ltd
Priority to JP2010507744A priority Critical patent/JP4913902B2/ja
Priority to EP09804913A priority patent/EP2333128A4/en
Priority to CN2009801304529A priority patent/CN102112640B/zh
Publication of WO2010016429A1 publication Critical patent/WO2010016429A1/ja
Priority to US13/021,371 priority patent/US20110200479A1/en
Anticipated expiration legal-status Critical
Ceased legal-status Critical Current

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Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C9/00—Alloys based on copper
    • C22C9/06—Alloys based on copper with nickel or cobalt as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/08—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of copper or alloys based thereon
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01B—CABLES; CONDUCTORS; INSULATORS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR CONDUCTIVE, INSULATING OR DIELECTRIC PROPERTIES
    • H01B1/00—Conductors or conductive bodies characterised by the conductive materials; Selection of materials as conductors
    • H01B1/02—Conductors or conductive bodies characterised by the conductive materials; Selection of materials as conductors mainly consisting of metals or alloys
    • H01B1/026—Alloys based on copper

Definitions

  • the present invention is applied to connectors and terminal materials for electrical and electronic equipment, particularly high frequency relays and switches for which high conductivity is desired, or electrical and electronic parts such as connectors, terminal materials and lead frames for automobiles.
  • the present invention relates to a copper alloy material.
  • connectors for electronic and electrical equipment include brass (C26000), phosphor bronze (C51910, C52120, C52100), beryllium copper (C17200, C17530), and corson copper alloys (hereinafter simply referred to as “copper alloys”).
  • copper alloys For example, C70250 has been used.
  • IACS integrated arithmetic element
  • a material having high conductivity has excellent heat conduction characteristics, so that a material such as a CPU (integrated arithmetic element) socket or heat sink that requires heat dissipation also has high conductivity.
  • a material having high conductivity and high strength are required.
  • a copper alloy using an intermetallic compound composed of cobalt (Co) and silicon (Si) in consideration of strength, bending workability, and conductivity (thermal conductivity) is attracting attention.
  • a copper alloy that essentially contains Co and Si and related techniques are known as follows.
  • Patent Document 1 describes an alloy that essentially contains Co, Si, Zn (zinc), Mg (magnesium), and S (sulfur). The object in Patent Document 1 is to improve hot workability.
  • Patent Document 2 describes an alloy containing Co, Si, Mg, Zn, and Sn (tin).
  • Patent Document 3 describes an alloy containing Co, Si, Sn, and Zn as essential components. Incidentally, Patent Document 2 and Patent Document 3, precipitates of Co and Si for (compound) is described with Co 2 Si compound.
  • Patent Document 4 describes a Cu—Co—Si alloy. The use of the alloy of Patent Document 4 is a lead frame, and it is described that the type of alloy is a precipitation strengthening type alloy.
  • Patent Document 5 describes that the size of inclusions precipitated in a Cu—Co—Si alloy is 2 ⁇ m or less.
  • Patent Document 6 describes that a Co 2 Si compound is precipitated in a Cu—Co—Si alloy.
  • Patent Documents 1 to 6 all describe only one type (or one size) of an intermetallic compound composed of Co and Si.
  • Corson copper containing Ni and Si as essential additive elements, there is a knowledge that when two or more kinds of intermetallic compounds are dispersed in a copper alloy, bending characteristics and the like are improved.
  • Patent Documents 7 to 11 are known.
  • Patent Document 1 aims to improve hot workability, and there is no description of precipitates (compounds) of Co and Si, and there is no description of strength and conductivity.
  • Patent Document 2 there is no description that recrystallization treatment is performed, and it is considered that bending workability is poor.
  • Patent Document 3 shows a comparatively low value of conductivity of 30% IACS or less in the embodiment.
  • Patent Document 4 describes a precipitation strengthened alloy, but does not describe a specific compound or its size. Moreover, there is no description that the recrystallization process is performed, and the bending workability is considered to be poor.
  • Corson coppers having Ni and Si as main elements. Since Corson copper and Cu—Co—Si alloy have different components, there are differences such as different temperatures for solution treatment. For example, in the case of Corson copper, when the Ni content is 3 mass% or more, a solution treatment temperature of about 900 ° C. is required, but in the case of a Cu—Co—Si alloy, the amount of Co is about 900 ° C. However, it has been found that only about 1.0 to 1.2 mass% can be sufficiently subjected to a solution treatment.
  • Corson copper with an Ni content of 3 mass% or higher is practically difficult to have a conductivity of 20% IACS or higher when it is desired to obtain high strength and bending properties, and a copper alloy with high conductivity can be obtained. Can not. In other words, Corson copper and Cu—Co—Si alloy have a large difference in solution treatment temperature and characteristics as an alloy, and a new technology that is not an extension of the prior art is required.
  • the present inventors have added two or more kinds of precipitates (compounds) in a Cu—Co—Si based copper alloy in order to satisfy simultaneously high conductivity, high strength, and good bending workability in the copper alloy material.
  • a specific suitable relationship with the crystal grain size was found by dispersing and controlling the size of the precipitates (and the density if necessary), and further studies were made to complete the present invention.
  • a copper alloy material for electrical and electronic parts containing Co and Si as additive elements Compound A composed of Co and Si having an average particle size of 5 nm or more and less than 50 nm is dispersed, and further, Compound B having an average particle size of 50 nm or more and 500 nm or less that does not contain one or both of Co and Si, and both Co and Si And at least one compound selected from the group consisting of Compound C having an average particle size of 50 to 500 nm and further containing Compound D and Co and Si having an average particle size of 50 to 500 nm.
  • a copper alloy material for electrical and electronic parts wherein the copper alloy material is dispersed and has a crystal grain size of 3 to 35 ⁇ m and a conductivity of 50% IACS or more.
  • the copper alloy material for electric and electronic parts according to (2) contains 0.05 to 1.0 mass% in total of at least one selected from Al, Ag, Sn, Zn, Mg, Mn, and In, and the balance is made of Cu and inevitable impurities.
  • the copper alloy material for electric and electronic parts according to (2) contains 0.05 to 1.0 mass% in total of at least one selected from Al, Ag, Sn, Zn, Mg, Mn, and In, and the balance is made of Cu and inevitable impurities.
  • the copper alloy material for electric and electronic parts according to (2) contains 0.05 to 1.0 mass% in total of at least one selected from Al, Ag, Sn, Zn, Mg, Mn, and In, and the balance is made of Cu and inevitable impurities.
  • the copper alloy material for electric and electronic parts according to (2) contains 0.05 to 1.0 mass% in total of at least one selected from Al, Ag, Sn, Zn, Mg, Mn, and In, and the balance is made of Cu and inevitable impurities.
  • the electrical and electronic device according to any one of (1) to (5), wherein the Co content is 0.4 to 2.0 mass% and the Si content is 0.1 to 0.5 mass%. Copper alloy material for parts.
  • the electric / electronic device according to any one of (1) to (6), wherein an average cooling rate from a solid phase temperature to 500 ° C. during ingot production is 5 to 100 ° C./sec Copper alloy material for parts.
  • the “average particle diameter (size) of the precipitate (compound)” is the average particle diameter of the precipitate determined by the method described later.
  • the “crystal grain size” is a value measured based on JIS-H0501 (cutting method) described later.
  • the present invention optimizes the crystal grain size by controlling two or more types of precipitates (compounds) in a Cu—Co—Si alloy exhibiting high conductivity, and has high conductivity, high strength, bending work It is possible to provide a copper alloy material suitable for use in electrical and electronic parts having excellent properties.
  • the “copper alloy material” means a copper alloy material (which means a mixture of each component element of a copper alloy having no concept of shape) having a predetermined shape (for example, plate, strip, foil, rod, It means something processed into a line).
  • the “base copper alloy” means a copper alloy not including the concept of shape.
  • plate material and a strip are demonstrated as a preferable specific example of copper alloy material, the shape of a copper alloy material is not restricted to a board
  • the electrical conductivity is 50% IACS or more, and the relationship between the tensile strength and the bending workability is bending when the tensile strength is 550 MPa or more and less than 650 MPa.
  • R / t ⁇ 0.5 which is a guideline for workability, R / t ⁇ 1 when the tensile strength is 650 MPa or more and less than 700 MPa, R / t ⁇ 2 when the tensile strength is 700 MPa or more and less than 750 MPa, and tensile strength Is preferably 750 MPa or more and less than 800 MPa, it is preferable that R / t ⁇ 3.
  • R / t means the result of a W-bending test at a bending angle of 90 ° in accordance with the Japan Copper and Brass Association technical standard “Evaluation method for bending workability of copper and copper alloy sheet strip (JBMA T307)”. Then, the plate material cut in the vertical direction of rolling is subjected to a bending test at a predetermined bending radius (R), and the limit R at which the crack does not occur at the apex is obtained, and normalized by the thickness (t) at that time It is the value. In general, the smaller the R / t, the better the bending workability. In the copper alloy material for electrical and electronic parts of the present invention, the electrical conductivity is 50% IACS or more.
  • the conductivity is more preferably 55% IACS or more, and even more preferably 60% IACS or more.
  • the tensile strength and the bending workability (R / t) have the above relationship. Further, the lower limit of the bending workability (R / t) is zero.
  • the copper alloy described here is an example in which the intermetallic compound is one kind of compound containing Co and Si.
  • a so-called precipitation-type copper alloy is formed in which an intermetallic compound composed of Co and Si is precipitated.
  • the first heat treatment is called a solution (or recrystallization) treatment or a homogenization treatment, and a heat treatment is performed at a relatively high temperature for a short time.
  • the second heat treatment is called aging heat treatment or precipitation treatment, and is performed at a temperature lower than the solution treatment temperature and for a long time.
  • the first heat treatment is performed using a continuous annealing furnace in which a rolled copper alloy sheet is passed through a heat treatment furnace. This is because adhesion occurs when heat treatment is performed at a high temperature while the thin plate is wound in a coil shape, and if the subsequent cooling rate is slow, the dissolved element causes precipitation without control, resulting in precipitation that does not contribute to strength. It is. In addition, since a high temperature furnace is passed through the plate, there is a concern that the plate may be cut. Therefore, heat treatment is performed for a short time.
  • the temperature of the heat treatment furnace in which the copper alloy thin plate is wound in a coil shape is controlled.
  • heat treatment is carried out for a relatively long time (specifically, several minutes to several tens of hours), and the optimum precipitate (compound) is sufficiently dispersed by solid phase diffusion treatment.
  • the temperature during the solution treatment is increased as much as possible to increase the amount of solute elements to be dissolved in the copper matrix phase, and the subsequent aging heat treatment (second heat treatment)
  • the copper alloy is strengthened by depositing precipitates (compounds) using the difference in temperature between the two.
  • the higher the temperature of this solution treatment (first heat treatment) the more the amount of solute element dissolved (this increases the amount of precipitation that precipitates during the subsequent second heat treatment).
  • Heat treatment is advantageous, but conversely, coarsening of the recrystallization structure that occurs at the same time adversely affects bending workability.
  • the crystal grain size is coarse with a copper alloy with high strength, when bending is performed, cracks (cracks) occur in the part, wrinkles (rough skin) unevenness becomes large, and the necessary contact pressure is It cannot be obtained, or the contact portion becomes unstable, so that it is not a copper alloy material suitable for applications such as connectors and terminals.
  • the grain size at the time of recrystallization becomes coarser as the temperature increases, and as described above, if a high temperature heat treatment is performed in the first heat treatment when trying to increase the solute element, the bending workability deteriorates conversely. .
  • it can be said that it is extremely difficult to satisfy all of high conductivity, high strength, and good bending workability in a copper alloy material in which the intermetallic compound is one kind of compound containing Co and Si.
  • a technique for dispersing two or more types of intermetallic compounds having different sizes in a Cu—Co—Si based alloy is developed. did.
  • a fine compound of 5 nm or more and less than 50 nm made of Co and Si is a compound that contributes to precipitation strengthening.
  • a coarse compound of 50 nm or more and 500 nm or less does not contribute to precipitation strengthening and is a compound that exhibits an effect during the high-temperature solution treatment. This coarse compound cannot be dissolved in the copper matrix even during the high-temperature solution treatment and exists in the copper matrix. Therefore, even if grain growth occurs, the coarse compound becomes an obstacle, causing a state in which grain boundary migration is difficult to occur, and as a result, coarsening of the crystal grain size is suppressed.
  • the solidified ingot is used as the starting material, and hot rolling, cold rolling, and various heat treatments are performed to complete the copper alloy material that has the desired characteristics.
  • Various sizes of intermetallic compounds are formed during solidification and hot rolling of the ingot, during its cooling, and during various heat treatments and during its cooling. It is processing.
  • the solution treatment is performed before the aging heat treatment, but only the coarse compound remains during the solution treatment, and the others are dissolved in the copper matrix. That is, only coarse compounds remain in the copper matrix after the solution treatment. Fine precipitates (compounds) are precipitated by the aging heat treatment in the next step.
  • the size and density of the coarse compound that has been exposed to a high temperature in the pre-heat treatment does not change.
  • a solution heat treatment and an aging heat treatment are continuously performed, and a case where a cold rolling process is sandwiched between them, but in any of these heat treatment processes, there is a change in the size and density of the coarse compound. No.
  • Compound A having an average particle size of 5 nm or more and less than 50 nm which is a compound that contributes to precipitation strengthening, is a compound that precipitates by aging heat treatment and improves strength.
  • the compound A is preferably Co 2 Si, but may contain a compound that does not have a composition ratio of Co 2 Si (for example, CoSi, CoSi 2, etc.). If the average particle size of compound A is 5 nm or more, the precipitation hardening amount is sufficient, and if the average particle size is less than 50 nm, the strength is sufficient without the disappearance of matching strain.
  • the size of the compound A is defined as 5 nm or more and less than 50 nm, and a desirable size is 10 nm or more and 30 nm or less.
  • a desirable size is 10 nm or more and 30 nm or less.
  • compound B is a compound that does not contain one or both of Co and Si, and this contributes little to the strength.
  • the composition of compound B include Co-x, Si-x, and xy.
  • x and y are elements other than Co and other than Si. If this compound B dissolves and disappears in the copper matrix at the solution treatment temperature, it cannot be used to control the crystal grain size of the base copper alloy. Therefore, this compound B is a compound having a melting point higher than the solid solution temperature (that is, the melting point) of Co 2 Si which is the main element of the compound A.
  • the average particle size of Compound B is 50 nm or more and 500 nm or less, the effect of suppressing (pinning) grain boundary migration at a high temperature is exhibited.
  • Compound B is an inconsistent compound because it has an average particle diameter of 50 nm or more.
  • Compound B preferably has an average particle diameter of 50 nm to 500 nm.
  • the average particle size of compound B is more preferably 100 nm or more and 300 nm or less.
  • the compound C is a compound containing both Co and Si and other elements, and this also contributes little to the strength.
  • the difference from the compound B is a compound having a composition such as Co—Si—x or Co—Si—xy.
  • x and y are elements other than Co and other than Si.
  • Compound C is also a compound having a melting point higher than the solid solution temperature of Co 2 Si (that is, the melting point) because it is desired that the compound C is dissolved in the copper matrix during the high-temperature solution treatment and does not disappear.
  • the average particle size of Compound C is preferably 50 nm or more and 500 nm or less in order to obtain the same effect as Compound B.
  • the average particle diameter of the compound C is more preferably 100 nm or more and 300 nm or less.
  • the compound B or the compound C may exist in a size of 5 nm or more and less than 50 nm, which is the same average particle diameter as the compound A.
  • Compounds having the same composition as compound B or compound C having an average particle diameter of 5 nm or more and less than 50 nm are substituted with Co as the main element when the element once dissolved in the solution treatment is precipitated.
  • x Fe, Ni, Cr
  • the compound D is a compound composed only of Co and Si, and the component A is the same as that of the compound A.
  • there are compounds that are different in size and do not have a composition ratio of Co 2 Si for example, CoSi, CoSi 2 ).
  • Compound D is different from Compound A because of its coarse size, so solution treatment at high temperature and short time does not have enough time for solid solution in the parent phase, and as a result, it remains in the copper parent phase and suppresses grain growth. Demonstrate the function to do.
  • the compound D often has an angular shape, but its particle size is defined as an average particle size.
  • the average particle size of compound D is preferably 50 nm or more and 500 nm or less because compound D seeks the same effect as compound B or compound C.
  • the average particle diameter of the compound D is more preferably 100 nm or more and 300 nm or less.
  • the compound B, compound C, and compound D are identified by analyzing their components using an EDS (energy dispersive detector) attached to a transmission electron microscope to determine which compound (precipitate) is. Its size can be measured.
  • the reason for setting the crystal grain size of the base copper alloy in the present invention to 3 to 35 ⁇ m is that if the crystal grain size is 3 ⁇ m or more, recrystallization is sufficient and an insufficient recrystallization portion is observed. This is because there is no fear of mixed grains containing crystals and bending workability is improved. Further, if the crystal grain size is 35 ⁇ m or less, the grain boundary density is high, bending stress (strain applied) can be sufficiently absorbed, and workability is improved.
  • the crystal grain size of the copper alloy is preferably 10 nm or more and 30 ⁇ m or less.
  • the electrical conductivity of the material is 50% IACS or more. This characteristic is preferably achieved by, for example, setting the Co content to 0.4 to 2.0 mass%, the Si content to 0.1 to 0.5 mass%, and precipitating a Co 2 Si intermetallic compound. It is a characteristic obtained.
  • the ratio of the dispersion density of each compound is preferably 0.0001 ⁇ ⁇ (dispersion density of compound B + dispersion density of compound C + dispersion density of compound D) / dispersion density of compound A ⁇ ⁇ 0.1.
  • coarse compound B, compound C, and compound D that suppress the grain boundary migration of the base copper alloy may be present in combination with compound A, but the ratio of the dispersion density is preferably 0.0001 ⁇ ⁇ (dispersion density of compound B + dispersion density of compound C + dispersion density of compound D) / dispersion density of compound A ⁇ ⁇ 0.1.
  • the ratio of the dispersion density of each compound is preferably 0.0001 ⁇ ⁇ (dispersion density of compound B + dispersion density of compound C + dispersion density of compound D) / dispersion density of compound A ⁇ ⁇ 0.01, More preferably, 0.0001 ⁇ ⁇ (dispersion density of compound B + dispersion density of compound C + dispersion density of compound D) / dispersion density of compound A ⁇ ⁇ 0.001.
  • the number of the compound B, the compound C, and the compound D (particularly the total number thereof) is too small, deterioration of the bendability of the copper alloy material obtained by crystal grain coarsening may occur.
  • the greater the number of precipitates of compound A that is, the higher the dispersion density of compound A in the copper alloy material, the higher the strength.
  • the number of these compounds it is generally considered that the more the added alloy element component is, the more compounds are obtained if the conditions in the solution treatment and the aging treatment are appropriately adjusted.
  • the reason why Co is set to 0.4 to 2.0 mass% is that a desired strength can be obtained as long as it is 0.4 mass% or more. This is because the solution treatment temperature falls within an appropriate range at less than%, and an extremely difficult manufacturing technique is not required.
  • the stoichiometric ratio of Co 2 Si, which is the precipitation strengthening phase of this Cu—Co—Si alloy is Co / Si ⁇ 4.2, and the Si addition range is set accordingly. If the value of Co / Si is 3.5 or more and 4.8 or less, there is no practical problem.
  • the copper alloy material of the present invention may contain elements other than Co and Si.
  • Al, Ag, Sn, Zn, Mg, Mn, and In are characterized by solid solution in the copper matrix and strengthening. If the added amount is 0.05 mass% or more in total, the effect is obtained, and if it is 1.0 mass% or less, the conductivity is not hindered.
  • a preferable addition amount is 0.2 to 0.4 mass% in total of at least one of these elements.
  • Zn has the effect of improving solder adhesion
  • Mn has the effect of improving hot workability.
  • Addition of Sn and Mg is effective in improving the stress relaxation resistance. Although the effect can be seen even when individual Sn and Mg are added, it is an element that exhibits the effect synergistically when added simultaneously. If the added amount is 0.1 mass% or more in total, the effect is obtained, and if it is 1.0 mass% or less, conductivity is not hindered and conductivity of 50% IACS or more is ensured.
  • the addition ratio of Sn and Mg is also known. In the case of Sn / Mg ⁇ 1, the stress relaxation resistance is more excellent.
  • each element of Zn, Mn, Sn, and Mg has the function which becomes x and y of the compound B and the compound C, the grain boundary movement inhibitory effect as the compound B and the compound C is exhibited.
  • each element of Fe, Cr, Ni, Zr, and Ti also has the function which becomes x and y of the compound B and the compound C, the grain boundary movement inhibitory effect as the compound B and the compound C is exhibited. Even if these elements are added in combination or added alone, substantially the same effect is observed. Desirable addition amount is 0.5 to 0.8 mass% in total of at least one of these elements. Even if each element of the group consisting of Al, Ag, Sn, Zn, Mg, Mn, In and each element of the group consisting of Fe, Cr, Ni, Zr, Ti are added in combination, the above-mentioned range If it is within, individual properties will not be disturbed. Examples of inevitable impurities in the copper alloy material for electric and electronic parts of the present invention include H, C, O, and S.
  • the copper alloy material of the present invention can be produced, for example, by the following process.
  • the outline of the main production process of the copper alloy material of the present invention is melting ⁇ casting ⁇ homogenization treatment ⁇ hot rolling ⁇ face milling ⁇ cold rolling ⁇ solution heat treatment ⁇ aging heat treatment ⁇ final cold rolling ⁇ low temperature annealing. . Aging heat treatment and final cold rolling may be performed in reverse order. Further, the final low-temperature annealing (strain relief annealing) may be omitted.
  • the steps other than those specifically mentioned here can be carried out by a conventional method.
  • the average cooling rate from the solid phase temperature to 500 ° C. during the production of the copper alloy ingot is 5 to 100 ° C./second. It contributes to precipitation. If this average cooling rate is 5 ° C./second or more and 100 ° C./second or less, Compound B, Compound C, and Compound D are appropriately formed, and as a result, the crystal grain size of the base copper alloy should be in an appropriate range. Can do.
  • the solid phase temperature is a temperature at which solidification starts, and since it becomes a temperature zone in which compound A precipitates at a temperature lower than 500 ° C., the lower limit of the temperature range was set to 500 ° C.
  • the strength may decrease due to an increase in coarse precipitates.
  • the solution heat treatment temperature is preferably 800 to 950 ° C. when the Co content is 0.4 to 1.2 mass%, 900 to 950 ° C. when 1.3 to 1.5 mass%, and 1.3 to 2%. If it is 0 mass%, sufficient solution and recrystallization can be performed at 900 to 1000 ° C., respectively.
  • the crystal grain size of the base copper alloy is determined by the heat treatment at this temperature. Moreover, it is preferable that the cooling rate from the temperature is rapid cooling of about 50 ° C./second. If this rapid cooling is not carried out, the elements dissolved at the high temperature may cause precipitation.
  • the particles (compounds) that cause precipitation during this cooling are inconsistent precipitates that do not contribute to the strength, and are also formed in the next (or next cold rolling) aging heat treatment step. Sometimes it contributes as a nucleation site, accelerates the precipitation of that part, and adversely affects the properties.
  • This cooling rate means the average rate from the solution heat treatment temperature at high temperature to 300 ° C. Since a large tissue change does not occur at a temperature of 300 ° C. or lower, the cooling rate up to this temperature may be set to a predetermined cooling rate.
  • an aging heat treatment is performed after the solution heat treatment (recrystallization is also performed together with the solution heat treatment) to form a Co and Si compound in the copper alloy.
  • This heat treatment may be performed after the solution heat treatment or after a predetermined cold rolling.
  • the aging heat treatment is preferably performed at a temperature of 500 to 600 ° C. for 1 to 4 hours after the solution heat treatment and after the final cold rolling after the solution heat treatment. In some cases, a temperature of 450 to 550 ° C. and 1 to 4 hours are preferable.
  • the temperature range for the cooling rate is a cooling range from each heat treatment temperature to 300 ° C. If the lower limit of the temperature range is higher than 300 ° C, desired high conductivity cannot be obtained, and the obtained conductivity does not change even if the lower limit of the temperature range is lower than 300 ° C.
  • the cooling rate after the aging heat treatment can be adjusted by controlling the temperature in a heat treatment furnace. In addition, when it wants to cool rapidly, a sample can be taken out from the heating zone of a heat treatment furnace, and it can respond by forced air cooling or water quenching.
  • Example 1 Alloys containing the components shown in Tables 1 and 2 and the balance of Cu and inevitable impurities (Invention Examples No. 1 to 35, Comparative Examples No. 101 to 128) were melted in a high frequency melting furnace, Casting was performed at a cooling rate of 5 to 100 ° C./second to obtain an ingot having a thickness of 30 mm, a width of 100 mm, and a length of 150 mm. At this time, a thermocouple was set in the vicinity of the casting wall of the mold, and casting and melting were performed while measuring to create an ingot. The obtained ingot is held at a temperature of 930 to 1050 ° C.
  • Step A (Solution heat treatment) -Aging heat treatment (at a temperature of 500 to 600 ° C. for 2 to 4 hours) -Cold working (working rate 5 to 25%) * After this, strain relief annealing was performed at a temperature of 300 to 400 ° C. for 1 to 2 hours as necessary.
  • Step B (Solution heat treatment)-Cold rolling (working rate 5 to 25%)-Aging heat treatment (at a temperature of 450 to 550 ° C for 2 to 4 hours)
  • Table 1 shows the results of Examples of the present invention
  • Table 2 shows the results of Comparative Examples.
  • E + 08 or the like in the item of compound density represents a power of 10 (“ ⁇ 10 8 ” in the case of “E + 08”).
  • Tensile strength Three test pieces of JIS Z2201-13B cut out from the direction parallel to the rolling of the specimen (test piece) were measured according to JIS Z2241, and the average value was shown.
  • b. Conductivity measurement Using the four-terminal method, the conductivity of two test pieces was measured in a thermostatic chamber controlled at 20 ° C. ( ⁇ 1 ° C.), and the average value (% IACS) is shown in Tables 1-2. It was.
  • the distance between terminals was set to 100 mm.
  • R of R / t is a bending radius
  • t indicates a plate thickness
  • a smaller value indicates better bending workability.
  • the magnification of the photograph was changed depending on the size of the observed crystal grain.
  • the “mixed grain” in the table is a structure in which both the recrystallized region and the non-recrystallized region (the state in which the rolled structure remains), and in the case of mixed particles, the particle size was not measured. . It is said that bending workability deteriorates when unrecrystallized exists. Therefore, mixed grains are undesirable structures. e. Cooling rate after aging heat treatment The cooling rate was adjusted by changing the weight of the material to be heat-treated or by controlling the temperature in the heat treatment furnace used.
  • the amount of heat treatment is reduced at the same time, while to obtain a slower cooling rate, a dummy test
  • the amount of heat treatment that was performed at the same time after putting the pieces was increased, and each was heat-treated.
  • the sample was taken out from the heating zone of the heat treatment furnace, and it responded by forced air cooling or water quenching.
  • the cooling rate was also adjusted by controlling the temperature in a heat treatment furnace. When the number of samples was particularly small or the cooling rate was very slow, the cooling rate was adjusted by controlling the temperature in a heat treatment furnace. f.
  • the size (average particle size) of the precipitate (compound) was measured using a transmission electron microscope.
  • the structure of the material after aging heat treatment was observed because it was difficult to observe due to the influence of processing strain.
  • Test specimen for observation by cutting out TEM test piece from any place of heat-treated material and performing electrolytic polishing (with twin jet type electrolytic polishing apparatus) at a temperature of -20 to -25 ° C with methanol solution of nitric acid (20%) Completed the piece. Thereafter, observation was performed at an accelerating voltage of 300 kV, and three photographs having a magnification of 100000 times were arbitrarily taken with the incident direction of the electron beam being set in the vicinity of (001).
  • the number of compounds A (about 100) corresponding to the specified size was determined.
  • Compound B, Compound C, and Compound D were subjected to component analysis using an EDS (energy dispersive detector) attached to a transmission electron microscope, and three photographs were arbitrarily taken at a magnification of 1000 to 5000 times. Then, the number corresponding to the desired specified size was determined using the photograph. The number is 10 to 100. From these values, the dispersion density (pieces / mm 2 ) of each compound A, B, C and D was determined. In the following table, the dispersion density is simply abbreviated as density.
  • compound B, C, D density (pieces / mm 2 ) indicates the total of the dispersion density (pieces / mm 2 ) of each compound, B, C, and D, but if there is a certain compound. Needless to say, it is the total of the dispersion density of the remaining compound alone or the dispersion density of the remaining two compounds.
  • (B + C + D) / A” is an abbreviation of “ ⁇ (dispersion density of compound B + dispersion density of compound C + dispersion density of compound D) / dispersion density of compound A ⁇ ”.
  • the examples satisfy all of strength, conductivity, and bending workability at a high level in a well-balanced manner.
  • EC electrical conductivity
  • TS tensile strength
  • R / t bending workability
  • TS is 550 MPa or more and less than 650 MPa.
  • /T ⁇ 0.5
  • R / t ⁇ 2 when TS is 700 MPa or more and less than 800 MPa.

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Abstract

　添加元素としてＣｏおよびＳｉを含有する電気電子部品用銅合金材料であって、ＣｏとＳｉからなる平均粒子径が５ｎｍ以上５０ｎｍ未満の化合物Ａが分散し、さらに、ＣｏとＳｉの一方もしくは両方を含有しない平均粒子径が５０ｎｍ以上５００ｎｍ以下の化合物Ｂが分散と、ＣｏとＳｉの両方およびさらに他の元素を含有する平均粒子径が５０ｎｍ以上５００ｎｍ以下の化合物Ｃと、ＣｏとＳｉからなる平均粒子径が５０ｎｍ以上５００ｎｍ以下の化合物Ｄとからなる群から選ばれる少なくとも１種の化合物が分散し、また、母材の銅合金の結晶粒径が３～３５μｍであり、かつ導電率が５０％ＩＡＣＳ以上である電気電子部品用銅合金材料。

Description

電気・電子部品用銅合金材料
　本発明は電気・電子機器用のコネクタ、端子材等、特に、高導電性が所望される高周波リレーやスイッチ、あるいは、自動車車載用などのコネクタや端子材およびリードフレームなどの電気電子部品に適用される銅合金材料に関する。
　これまで、電子・電気機器用のコネクタ、端子、リレー、スイッチなどには黄銅（Ｃ２６０００）やリン青銅（Ｃ５１９１０、Ｃ５２１２０、Ｃ５２１００）ならびにベリリウム銅（Ｃ１７２００、Ｃ１７５３０）やコルソン系銅合金（以下、単にコルソン銅ともいう。例えば、Ｃ７０２５０）などが使用されてきた。
　近年、これらが使用される電子・電気機器で使用される電流の周波数が高くなり、材料にも高導電性が要求されるようになっている。そこで、元々、黄銅やリン青銅は導電性が低く、コルソン銅はコネクタ材として、中導電性（ＥＣ≒４０％ＩＡＣＳ）を示すが、さらに高導電性が求められている。また、ベリリウム銅は高価であることも周知である。一方、高導電性である純銅（Ｃ１１０００）やＳｎ入銅（Ｃ１４４１０）などは強度が低い欠点がある。そこで、従来のコルソン銅を越える導電性と同等の引張強度、曲げ加工性を備えた銅合金が所望されている。
　ここで、ＣＸＸＸＸＸとはＣＤＡ（Copper　Development　Association）で規定された銅合金の種類である。また、％ＩＡＣＳは材料の導電性を示す単位であって、「ＩＡＣＳ」とは”ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ　ａｎｎｅａｌｅｄ　ｃｏｐｐｅｒ　ｓｔａｎｄａｒｄ”の略である。
　特に、近年の電子機器部品では、機器の小型化に伴い複雑かつ厳しい曲げ加工がされたコネクタや端子が多く見られる。これは、小型化に伴いコネクタのサイズもダウンサイズするが、接触の信頼性を保つためにはできるだけ長いコンタクト長をとりたいためである。このような設計思想を持つコネクタや端子をベローズ（蛇腹）曲げコネクタまたは端子と呼ぶことが多い。つまり、小さな部品の中に複雑に曲げられた端子・コネクタが装備・設置される要求が高い。一方で、小型化に伴い使用されるコネクタ・端子の材料はより薄くなる。これは、軽量化、省資源の観点からも進んでいる。薄い材料は厚い材料と比べて、同じ接圧を保つためには強度の高い材料が求められる。
　銅合金材料の強度を高める方法として固溶強化、加工強化、析出強化などの様々な強化方法があるが、一般的に導電性と強度は相反する特性である。この中で、銅合金において導電性を低下させずに強度を高める方法として、析出強化が有望であることが知られている。この析出強化とは析出を起こす元素を添加した合金を高温で熱処理して、銅母相へそれらの元素を固溶させた後、その固溶させた際の温度より低温で熱処理して、固溶させた元素を析出させる手法である。例えば、ベリリウム銅、コルソン銅などはその強化方法を採用している。
　ところで、上記した曲げ加工性と強度は相反する特性であり、一般的に強度の高い材料は曲げ加工性が悪く、曲げ加工性の良い材料は逆に強度が低い。強度を高めるためには冷間圧延率を高めることが効果的であるとされるが、冷間圧延率を高めると曲げ加工性が著しく劣化する傾向がある。これまで、析出型の銅合金として、ベリリウム銅、コルソン銅、チタン銅などが、曲げ加工性と強度のバランスがよいとされてきた。しかし、ベリリウム銅は添加元素であるベリリウムが環境負荷物質とされており、代替材料が求められている。また、コルソン銅やチタン銅は一般に５０％ＩＡＣＳ以上の導電性を有しない。５０％ＩＡＣＳ以上の高い導電性の要求される用途としては、例えば、高電流が印加されるバッテリー端子やリレー接点などがある。また、一般に導電率が高い材料は熱伝導特性も優れているため、放熱性を要求されるＣＰＵ（集積演算素子）のソケットやヒートシンクなどの材料にも高い導電性の要求がある。特に、最近のハイブリッド車や高速処理が行われるＣＰＵでは、高い導電性と高い強度を備えた材料が要求されている。
　このような背景から、強度、曲げ加工性、導電性（熱伝導性）を加味し、コバルト（Ｃｏ）とシリコン（Ｓｉ）からなる金属間化合物を利用した銅合金が注目されつつある。ＣｏとＳｉを必須に含む銅合金やこれに関連する技術が、以下のとおり知られている。
　まず、ＣｏとＳｉを必須に含む銅合金の先行技術について述べる。
　特許文献１には、ＣｏとＳｉと、Ｚｎ（亜鉛）、Ｍｇ（マグネシウム）、Ｓ（硫黄）を必須に含む合金が記載されている。特許文献１における目的は熱間加工性の改善である。
　特許文献２には、ＣｏとＳｉと、Ｍｇ、Ｚｎ、Ｓｎ（スズ）を含む合金が記載されている。また、特許文献３はＣｏとＳｉと、Ｓｎ、Ｚｎを必須に含む合金が記載されている。なお、特許文献２および特許文献３には、ＣｏとＳｉの析出物（化合物）についてＣｏ２Ｓｉ化合物との記載がある。
　特許文献４には、Ｃｕ－Ｃｏ－Ｓｉ系合金が記載されている。特許文献４の合金の用途はリードフレームであり、合金の種類が析出強化型合金であると記載されている。
　特許文献５には、Ｃｕ－Ｃｏ－Ｓｉ合金中に析出する介在物の大きさが２μｍ以下であると記載されている。
　特許文献６には、Ｃｕ－Ｃｏ－Ｓｉ合金中にＣｏ２Ｓｉ化合物を析出させることが記載されている。
　特許文献１～６に記載された技術は、いずれもＣｏとＳｉからなる金属間化合物の１種類（または、１サイズ）のみについて説明されているものである。ところで、他の合金系、特にＮｉとＳｉを必須の添加元素としたいわゆるコルソン銅に関しては、２種類以上の金属間化合物を銅合金中に分散させると、曲げ特性などが向上するとの知見がある。この技術として、特許文献７～１１が知られている。
特開昭６１－８７８３８号公報 特開昭６３－３０７２３２号公報 特開平０２－１２９３２６号公報 特開平０２－２７７７３５号公報 特開２００８－８８５１２号公報 特開２００８－５６９７７号公報 特開２００６－１６１１４８号公報 特開２００６－２６５７３１号公報 特開２００７－３１４８４７号公報 特開２００８－７５１５１号公報 特開２００８－７５１５２号公報
　しかし、各特許文献に記載された技術は、いずれも強度、曲げ加工性、導電性（熱伝導性）のすべてを高いレベルで満足するものではない。
　特許文献１は熱間加工性の改善を目的としており、ＣｏとＳｉの析出物（化合物）については記載がなく、さらに強度や導電性についての記載がない。
　特許文献２には、再結晶処理を行うとの記載がなく、曲げ加工性は悪いと考えられる。
　特許文献３には、その実施例に導電率は３０％ＩＡＣＳ以下と比較的低い値が示されている。
　特許文献４には、析出強化型合金と記載されているが具体的な化合物やそのサイズが記載されていない。また、再結晶処理を行うとの記載がなく、曲げ加工性は悪いと考えられる。
　特許文献５および特許文献６には、材料の内側曲げ半径をＲ、板厚をｔとした際に、Ｒ／ｔ＝１の条件で曲げ加工性を評価した例があるが、この程度のレベルでは今後要求される曲げ加工性には必ずしも対応できない場合があると考えられる。
　また、特許文献７～１１に記載された技術は、いずれもＮｉとＳｉを主元素としたいわゆるコルソン銅である。コルソン銅とＣｕ－Ｃｏ－Ｓｉ系合金とは、成分が異なっているために、たとえば溶体化処理を行う温度が違うなどの相違点がある。たとえば、コルソン銅の場合はＮｉ量が３ｍａｓｓ％以上の場合、９００℃程度の溶体化処理温度が必要となるが、Ｃｕ－Ｃｏ－Ｓｉ合金の場合、９００℃程度の溶体化温度では、Ｃｏ量が約１．０～１．２ｍａｓｓ％しか溶体化処理が十分にできないということがわかってきた。また、Ｎｉ量が３ｍａｓｓ％以上のコルソン銅は、強度や曲げ特性を高い状態にしたい場合、導電率を２０％ＩＡＣＳ以上とすることが事実上困難で、高導電率の銅合金を得ることができない。つまり、コルソン銅とＣｕ－Ｃｏ－Ｓｉ合金では、溶体化処理温度や合金としての特性に大きな相違点があり、従来技術の延長線上ではない新たな技術が必要となる。
　そこで、本発明者らは、銅合金材料における高導電性、高強度、良好な曲げ加工性を同時に満足させるため、Ｃｕ－Ｃｏ－Ｓｉ系銅合金中に２種類以上の析出物（化合物）を分散させ、それらの析出物のサイズを（必要によりその密度も）制御することで結晶粒径との特定の好適な関係を見出し、さらに検討を重ね本発明を完成させるに至った。
　本発明によれば、以下の手段が提供される：
（１）添加元素としてＣｏおよびＳｉを含有する電気電子部品用銅合金材料であって、
　ＣｏとＳｉからなる平均粒子径が５ｎｍ以上５０ｎｍ未満の化合物Ａが分散し、さらに、ＣｏとＳｉの一方もしくは両方を含有しない平均粒子径が５０ｎｍ以上５００ｎｍ以下の化合物Ｂと、ＣｏとＳｉの両方およびさらに他の元素を含有する平均粒子径が５０ｎｍ以上５００ｎｍ以下の化合物Ｃと、ＣｏとＳｉからなる平均粒子径が５０ｎｍ以上５００ｎｍ以下の化合物Ｄとからなる群から選ばれる少なくとも１種の化合物が分散し、母材の銅合金の結晶粒径が３～３５μｍであり、かつ導電率が５０％ＩＡＣＳ以上であることを特徴とする電気電子部品用銅合金材料。
（２）添加元素としてＣｏおよびＳｉを含有する電気電子部品用銅合金材料であって、
　ＣｏとＳｉからなる平均粒子径が５ｎｍ以上５０ｎｍ未満の化合物Ａと、ＣｏとＳｉの一方もしくは両方を含有しない平均粒子径が５０ｎｍ以上５００ｎｍ以下の化合物Ｂと、ＣｏとＳｉの両方およびさらに他の元素を含有する平均粒子径が５０ｎｍ以上５００ｎｍ以下の化合物Ｃと、ＣｏとＳｉからなる平均粒子径が５０ｎｍ以上５００ｎｍ以下の化合物Ｄが分散し、
　前記化合物Ａ～Ｄの分散密度の比が０．０００１≦｛（化合物Ｂの分散密度＋化合物Ｃの分散密度＋化合物Ｄの分散密度）／化合物Ａの分散密度｝≦０．１であり、
　母材の銅合金の結晶粒径が３～３５μｍであり、かつ導電率が５０％以上であることを特徴とする電気電子部品用銅合金材料。
（３）さらに、Ａｌ、Ａｇ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｉｎから選ばれた少なくとも１種を合計で０．０５～１．０ｍａｓｓ％含有し、残部がＣｕと不可避不純物からなる、（１）または（２）に記載の電気電子部品用銅合金材料。
（４）さらに、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｚｒ、Ｔｉから選ばれた少なくとも１種を合計で０．０５～１．０ｍａｓｓ％含有し、残部がＣｕと不可避不純物からなる、（１）～（３）のいずれか１項に記載の電気電子部品用銅合金材料。
（５）添加元素としてＣｏおよびＳｉを含有し、残部がＣｕと不可避不純物からなる、（１）または（２）に記載の電気電子部品用銅合金材料。
（６）Ｃｏの含有量が０．４～２．０ｍａｓｓ％、Ｓｉの含有量が０．１～０．５ｍａｓｓ％である、（１）～（５）のいずれか１項に記載の電気電子部品用銅合金材料。
（７）鋳塊製造時における固相温度から５００℃までの平均冷却速度が５～１００℃／秒であることを特徴とする（１）～（６）のいずれか１項に記載の電気電子部品用銅合金材料。
　ここで、「析出物（化合物）の平均粒子径（サイズ）」とは、後述する方法で求めた析出物の平均粒子径である。また、「結晶粒径」とは、後述するＪＩＳ－Ｈ０５０１（切断法）に基づいて測定した値である。
　本発明は、高い導電性を示すＣｕ－Ｃｏ－Ｓｉ合金中の２種類以上の析出物（化合物）を制御することにより、結晶粒径を最適化し、導電率が高く、強度が高く、曲げ加工性に優れた電気電子部品用途に好適な銅合金材料を提供することができる。
　本発明の上記及び他の特徴及び利点は、下記の記載からより明らかになるであろう。
　本発明の銅合金材料の好ましい実施の態様について、詳細に説明する。ここで、「銅合金材料」とは、銅合金素材（ここでは形状の概念がない銅合金の各成分元素の混合物を意味する）が、所定の形状（例えば、板、条、箔、棒、線など）に加工されたものを意味する。また、「母材の銅合金」とは形状の概念を含まない銅合金を意味する。
　なお、銅合金材料の好ましい具体例として板材、条材について説明するが、銅合金材料の形状は板材や条材に限られるものではない。
　まず、本発明の技術思想について述べる。本発明者らの検討により、強度が高く、高い導電性を有し、曲げ加工性の良好な銅合金材料を得るためには、Ｃｕ－Ｃｏ－Ｓｉ系合金中に２種類以上のサイズの異なる析出物（化合物）が必要であり、母材の銅合金の結晶粒径を３～３５μｍに整えることが重要であることがわかった。さらに析出物（化合物）の密度を制御することが、母材の銅合金の結晶粒径を３～３５μｍに整えるために好ましいことがわかった。また、２種類のサイズの異なる析出物の中で、平均粒子径が５０ｎｍ以上５００ｎｍ以下の粗大な化合物は、好ましくは、鋳塊製造時の冷却速度を適正に設定することで得ることができることがわかった。
　また、電気電子部品用途に適した銅合金材料として、導電性が５０％ＩＡＣＳ以上であって、さらに引張強度と曲げ加工性との関係については、引張強度が５５０ＭＰａ以上６５０ＭＰａ未満の場合は、曲げ加工性の指針となるＲ／ｔ≦０．５、引張強度が６５０ＭＰａ以上７００ＭＰａ未満の場合は、Ｒ／ｔ≦１、引張強度が７００ＭＰａ以上７５０ＭＰａ未満の場合は、Ｒ／ｔ≦２、引張強度が７５０ＭＰａ以上８００ＭＰａ未満の場合は、Ｒ／ｔ≦３となることが好ましい。
　ここで、Ｒ／ｔとは、日本伸銅協会技術標準「銅および銅合金薄板条の曲げ加工性評価方法（ＪＢＭＡ　Ｔ３０７）」に準拠した曲げ角度９０°のＷ曲げ試験を行った結果を意味し、圧延垂直方向に切り出した板材を所定の曲げ半径（Ｒ）で曲げ試験を行って、その頂点にクラック（割れ）が生じない限界のＲを求め、その時の板厚（ｔ）で規格化した値である。一般にＲ／ｔが小さいほど、曲げ加工性が良好であるとされる。
　本発明の電気電子部品用銅合金材料では、導電率が５０％ＩＡＣＳ以上である。導電率は、より好ましくは５５％ＩＡＣＳ以上、さらに好ましくは６０％ＩＡＣＳ以上であり、高い程好ましいが、その上限は通常７５％ＩＡＣＳ程度である。また、本発明の電気電子部品用銅合金材料では、引張強度と曲げ加工性（Ｒ／ｔ）が、前記の関係を有するものが好ましい。また、曲げ加工性（Ｒ／ｔ）の下限は０である。
　電気電子部品用途に適した銅合金材料として、導電率が高く、強度が高く、曲げ加工性が優れた材料を得るために、２種類以上のサイズの異なる金属間化合物をＣｕ－Ｃｏ－Ｓｉ系合金中に分散させる技術が有用である。
　まず、この技術の背景を述べるが、ここで述べる銅合金は、金属間化合物がＣｏとＳｉを含む化合物１種類である場合の例である。ＣｏとＳｉを銅へ添加し、適切な熱処理を施すと、ＣｏとＳｉからなる金属間化合物が析出する、いわゆる析出型銅合金となる。
　析出型銅合金の機能を発揮させる熱処理方法として、次の２回の熱処理を必ず行うことが一般的に行われている。１回目の熱処理は、溶体化（もしくは再結晶）処理または均質化処理と呼ばれ、比較的高温で、かつ、短時間の熱処理が行われる。２回目の熱処理は、時効熱処理または析出処理と呼ばれ、前記の溶体化処理温度より低温で、かつ、長時間の熱処理を行う。
　まず、１回目の熱処理は圧延された銅合金の薄板を熱処理炉の中を通板させる連続焼鈍炉を用いて行われる。これは、薄板をコイル状に巻いた状態で高温にて熱処理すると密着が発生すること、その後の冷却速度が遅いと固溶された元素が制御なく析出を起こし、強度に寄与しない析出となるためである。また、高温の炉を通板するため板切れも懸念されるため、短時間の熱処理が行われている。
　一方、２回目の熱処理は強度に寄与する析出物（化合物）を銅合金中に均一かつ微細に分散させたいため、銅合金の薄板をコイル状に巻いた状態で温度制御を行った熱処理炉の中で比較的長時間（具体的には数分～数十時間）の熱処理を行い十分に固相拡散処理で最適な析出物（化合物）を分散させる。
　よって、析出型銅合金では、できるだけ溶体化処理（１回目の熱処理）の際の温度を高くして、銅母相に固溶させる溶質元素を増やして、その後の時効熱処理（２回目の熱処理）との温度差を利用して析出物（化合物）を析出させて銅合金を強化する。この溶体化処理（１回目の熱処理）の温度が高いほど溶質元素の固溶量が増える（これによって、後の２回目の熱処理時に析出する析出量が増える）ため、１回目の熱処理では高温の熱処理が有利であるが、逆に、同時に起こる再結晶の組織の粗大化が曲げ加工性に悪影響を及ぼす。強度が高い銅合金で結晶粒径が粗大であれば、曲げ加工を行ったときに、その部分でクラック（割れ）が発生したり、シワ（肌荒れ）の凹凸が大きくなり、必要な接圧が得られなかったり、接点部が不安定となり、コネクタ・端子等の用途に適した銅合金材料とはならない。また、再結晶時の粒径は高温ほど粗大になり、前記したように溶質元素を増やそうとしたときに１回目の熱処理で高温の熱処理を行うと、逆に曲げ加工性が劣化することになる。このように、金属間化合物がＣｏとＳｉを含む化合物１種類である銅合金材料において、高い導電率、高い強度、良好な曲げ加工性をすべて満たすのはきわめて困難であるといえる。
　そこで、本発明では、高い導電率、高い強度、良好な曲げ加工性をすべて満足させるために、Ｃｕ－Ｃｏ－Ｓｉ系合金中にサイズの異なる２種類以上の金属間化合物を分散させる技術を開発した。ＣｏとＳｉからなる５ｎｍ以上５０ｎｍ未満の微細な化合物は析出強化に寄与する化合物である。一方、５０ｎｍ以上５００ｎｍ以下の粗大な化合物は析出強化には寄与せず、上記の高温溶体化処理時に効果を発揮する化合物である。この粗大な化合物は、高温溶体化処理時にも銅母相へ固溶することができず、銅母相内に存在する。よって、粒成長が起こってもその粗大な化合物が障害となり、粒界移動ができにくい状態を起こし、結果として結晶粒径の粗大化は抑制される。
　銅合金の場合、原料を溶解（溶製）後、凝固した鋳塊を出発材料として、熱間圧延や冷間圧延、種々の熱処理が行われて所望の特性が引き出された銅合金材料が完成する。この鋳塊の凝固時や熱間圧延中、その冷却中ならびに種々の熱処理やその冷却中に様々なサイズの金属間化合物が形成するが、それを銅母相へ再固溶させる処理が溶体化処理である。その溶体化処理は時効熱処理の前に行われる処理であるが、溶体化処理時には粗大な化合物のみが残存し、それ以外は銅母相に固溶する。つまり、溶体化処理後に銅母相中に残存するのは粗大な化合物のみである。
　次工程の時効熱処理で微細な析出物（化合物）を析出させることになるが、この温度では前熱処理で高温にさらされていた粗大な化合物のサイズと密度は変化しない。なお、溶体化熱処理と時効熱処理を続けて行う場合とこれらの間に冷間圧延工程を挟む場合とがあるが、いずれの場合のこれらの熱処理工程でも粗大な化合物のサイズと密度には変化は無い。
　析出強化に寄与する化合物である、平均粒子径が５ｎｍ以上５０ｎｍ未満の化合物Ａは時効熱処理で析出し、強度を向上させる化合物である。化合物ＡはＣｏ２Ｓｉが望ましいが、Ｃｏ２Ｓｉの組成比とならない化合物（例えば、ＣｏＳｉ、ＣｏＳｉ２など）を含んでいてもよい。化合物Ａの平均粒子径が５ｎｍ以上であれば析出硬化量が十分であり、平均粒子径が５０ｎｍ未満であれば整合歪が消失することなく強度が十分となる。そのため、化合物Ａのサイズは５ｎｍ以上５０ｎｍ未満と規定され、望ましいサイズは１０ｎｍ以上３０ｎｍ以下である。しかし、この化合物Ａは観察方法で変わるため後掲の「実施例」にその詳細を示す。
　次に、化合物ＢはＣｏとＳｉの一方もしくは両方を含有しない化合物で、これは強度への寄与は小さい。化合物Ｂの組成として、例えば、Ｃｏ－ｘ、Ｓｉ－ｘ、または、ｘ－ｙなどがあげられる。ここで、ｘやｙは、Ｃｏ以外かつＳｉ以外の元素である。この化合物Ｂは溶体化処理温度で銅母相に固溶して消失してしまえば、母材の銅合金の結晶粒径の制御に活用できない。よって、この化合物Ｂは、化合物Ａの主要素であるＣｏ２Ｓｉの固溶温度（つまり、融点）より高い融点を持つ化合物である。
　化合物Ｂの平均粒子径は、５０ｎｍ以上５００ｎｍ以下の場合に高温での粒界移動を抑制（ピンニング）する効果を発揮する。化合物Ｂは、５０ｎｍ以上の平均粒子径を有するため非整合な化合物であり、母材の銅合金の粒界移動を抑制するためには、化合物Ｂの平均粒子径は５０ｎｍ以上５００ｎｍ以下が好ましい。なお、化合物Ｂの平均粒子径はより好ましくは１００ｎｍ以上３００ｎｍ以下である。溶体化処理後の組織観察で、化合物Ｂが分散している場合が最も粒成長を抑制していることが確認された。
　次に、化合物ＣはＣｏとＳｉの両方およびさらに他の元素を含有する化合物で、これも強度への寄与は小さい。上記の化合物Ｂとの違いは、例えば、Ｃｏ－Ｓｉ－ｘ、または、Ｃｏ－Ｓｉ－ｘ－ｙなどの組成となる化合物である。ここで、ｘやｙは、Ｃｏ以外かつＳｉ以外の元素である。化合物Ｃも、化合物Ｂと同じく高温溶体化処理時に銅母相に固溶して消失しないことが望まれるため、Ｃｏ２Ｓｉの固溶温度（つまり、融点）より高い融点を持つ化合物である。化合物Ｃの平均粒子径は、化合物Ｂと同じ効果を求めているために、５０ｎｍ以上５００ｎｍ以下が好ましい。なお、化合物Ｃの平均粒子径は、より好ましくは１００ｎｍ以上３００ｎｍ以下である。
　ここで、化合物Ｂまたは化合物Ｃが化合物Ａと同じ平均粒子径である５ｎｍ以上５０ｎｍ未満の大きさで存在することがある。平均粒子径が５ｎｍ以上５０ｎｍ未満である化合物Ｂや化合物Ｃと同様の組成の化合物は、溶体化処理で一旦固溶した元素が析出を起こしたときに、主元素であるＣｏと置換を行ってＳｉと化合物を形成し、強度向上に寄与する。例えば、添加元素のうちＦｅ、Ｎｉ、Ｃｒは、主析出相のＣｏの一部と置換して、（Ｃｏ、ｘ）２Ｓｉ化合物（ｘ＝Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｒ）を形成して強度を向上させる働きがある。
　最後に、化合物ＤはＣｏおよびＳｉのみからなる化合物で、化合物Ａとは含有成分は同じである。しかしながら、サイズが異なると共に、Ｃｏ２Ｓｉの組成比とならない化合物（例えば、ＣｏＳｉ、ＣｏＳｉ２）も存在する。化合物Ｄが化合物Ａと違うのはそのサイズが粗大なために、高温短時間の溶体化処理では母相へ固溶する時間が足りず、結果として銅母相に残留し、粒成長の抑制をする機能を発揮する。なお、この化合物Ｄは角張った形状をしていることが多いが、その粒子径は平均粒子径として定義する。
　よって、化合物Ｄの平均粒子径も、化合物Ｄが化合物Ｂや化合物Ｃと同じ効果を求めているために、５０ｎｍ以上５００ｎｍ以下が好ましい。なお、化合物Ｄの平均粒子径は、より好ましくは１００ｎｍ以上３００ｎｍ以下である。
　前記化合物Ｂ、化合物Ｃ、化合物Ｄは、透過電子顕微鏡付属のＥＤＳ（エネルギー分散型検出器）にてその成分分析を行うことにより、どの化合物（析出物）であるかを判別して、それぞれについてそのサイズを測定することができる。
　また、本発明で母材の銅合金の結晶粒径を３～３５μｍとする理由は、結晶粒径が３μｍ以上であれば、再結晶が十分となり、不十分な再結晶部分がみられる未再結晶を含む混粒となるおそれがなく、曲げ加工性が良好となるためである。また、結晶粒径が３５μｍ以下であれば、粒界密度が高く、曲げ応力（負荷された歪）を十分に吸収することができ、加工性が向上するためである。なお、銅合金の結晶粒径は、好ましくは１０ｎｍ以上３０μｍ以下である。
　更に、本発明では材料の導電率を５０％ＩＡＣＳ以上としている。この特性は、好ましくは例えば、Ｃｏの含有量を０．４～２．０ｍａｓｓ％、Ｓｉの含有量を０．１～０．５ｍａｓｓ％とし、Ｃｏ２Ｓｉの金属間化合物を析出させることなどによって得られる特性である。
　ここで、各化合物の分散密度の比を好ましくは０．０００１≦｛（化合物Ｂの分散密度＋化合物Ｃの分散密度＋化合物Ｄの分散密度）／化合物Ａの分散密度｝≦０．１とする理由を述べる。まず、母材の銅合金の粒界移動を抑制する粗大な化合物Ｂ、化合物Ｃ、化合物Ｄは、化合物Ａと共に２種類以上存在してもかまないが、その分散密度の比は、好ましくは、０．０００１≦｛（化合物Ｂの分散密度＋化合物Ｃの分散密度＋化合物Ｄの分散密度）／化合物Ａの分散密度｝≦０．１とする。この範囲であれば粒界移動の抑制効果が大きく、かつ移動を抑制する強度に寄与しない粗大な析出物（化合物）の比率が少なくなるため、高強度の目的を十分達成できる。各化合物の分散密度の比は、好ましくは、０．０００１≦｛（化合物Ｂの分散密度＋化合物Ｃの分散密度＋化合物Ｄの分散密度）／化合物Ａの分散密度｝≦０．０１であり、より好ましくは０．０００１≦｛（化合物Ｂの分散密度＋化合物Ｃの分散密度＋化合物Ｄの分散密度）／化合物Ａの分散密度｝≦０．００１である。
　化合物Ｂと化合物Ｃと化合物Ｄの数（特に、これらの合計数）が少なすぎると、結晶粒粗大化などにより得られる銅合金材料の曲げ性の劣化などが起こる場合がある。
　本発明の銅合金材料においては、化合物Ａがその析出数が多い程、つまり銅合金材料中での化合物Ａの分散密度が高い程、強度が向上する。また、化合物Ｂと化合物Ｃと化合物Ｄの析出数（特に、これらの合計数）が多い程、つまり銅合金材料中での（化合物Ｂの分散密度＋化合物Ｃの分散密度＋化合物Ｄの分散密度）が高い程、強度向上に対して良好な曲げ性を有する銅合金材料が得られる。これらの化合物数（その分散密度）については、溶体化処理や時効処理での条件を適正に調整すれば、通常は、添加合金元素成分が多い程、得られる化合物も増えると考えられる。
　本発明の銅合金材料におけるＣｏおよびＳｉの添加量について、Ｃｏを０．４～２．０ｍａｓｓ％とした理由は、０．４ｍａｓｓ％以上であれば所望の強度を得ることができ、２．０ｍａｓｓ％以下では溶体化温度が適切な範囲となり、極端に難度の高い製造技術を要しないためである。一方、ＳｉはこのＣｕ－Ｃｏ－Ｓｉ合金の析出強化相であるＣｏ２Ｓｉの化学量論比がＣｏ／Ｓｉ≒４．２であり、これに準じたＳｉ添加範囲とした。Ｃｏ／Ｓｉの値は、３．５以上４．８以下であれば実用上問題はない。Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｒの各元素は、主析出相のＣｏの一部と置換して、（Ｃｏ、ｘ）２Ｓｉ化合物　（ｘ＝Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｒ）を形成した場合、その比の計算は、（Ｃｏ＋ｘ）／Ｓｉ≒４．２　（ｘ＝Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｒ）の計算となる。その場合でも、（Ｃｏ＋ｘ）／Ｓｉ≒３．５～４．８であれば実用上問題はない。
　本発明の銅合金材料は、Ｃｏ、Ｓｉ以外の元素を含んでいてもよい。
　Ａｌ、Ａｇ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｉｎは銅母相に固溶して強化する特徴がある。その添加量が合計で０．０５ｍａｓｓ％以上であれば効果を奏し、１．０ｍａｓｓ％以下であれば導電性を阻害することもない。好ましい添加量はこれらの元素の少なくとも１種を合計で０．２～０．４ｍａｓｓ％である。
　なお、Ｚｎには半田密着性を向上させる効果、Ｍｎは熱間加工性を改善する効果もある。また、Ｓｎ、Ｍｇの添加は耐応力緩和特性の改善に効果がある。個々のＳｎ、Ｍｇ添加でもその効果は見られるが、同時に添加することにより、相乗的にその効果を発揮する元素である。その添加量が合計で０．１ｍａｓｓ％以上であれば効果を奏し、１．０ｍａｓｓ％以下であれば導電性を阻害することもなく、５０％ＩＡＣＳ以上の導電性が確保される。一方、ＳｎとＭｇの添加比にも知見がある。Ｓｎ／Ｍｇ≧１の場合の方が耐応力緩和特性は優れる結果が多い。また、Ｚｎ、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｍｇの各元素は、化合物Ｂ、化合物Ｃのｘ、ｙとなる働きも兼ね備えているため、化合物Ｂ、化合物Ｃとしての粒界移動抑制効果を発揮する。
　Ｆｅ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｚｒ、Ｔｉは、Ｃｏと置換を行ってＳｉと化合物を形成し、強度向上に寄与する元素である。つまり、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｔｉの各元素は、主析出相のＣｏの一部と置換して、（Ｃｏ、ｚ）２Ｓｉ化合物（ｚ＝Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｔｉ）を形成して強度を向上させる働きがある。その添加量はこれらの元素の少なくとも１種を合計で０．０５ｍａｓｓ％以上であれば添加したことによる効果が発揮され、１．０ｍａｓｓ％以下であれば鋳造時に晶出を起こしたり、強度に寄与しない金属間化合物を形成したりすることもない。なお、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｚｒ、Ｔｉの各元素は、化合物Ｂ、化合物Ｃのｘ、ｙとなる働きも兼ね備えているため、化合物Ｂ、化合物Ｃとしての粒界移動抑制効果を発揮する。なお、これらの元素は複合して添加しても、単独で添加してもほぼ同じような効果がみられる。その添加量で望ましいのは、これらの元素の少なくとも１種を合計で０．５～０．８ｍａｓｓ％である。
　なお、Ａｌ、Ａｇ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｉｎからなる群の各元素と、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｚｒ、Ｔｉからなる群の各元素とをそれぞれ複合添加しても、前述の範囲内であれば、個々の特性を阻害することはない。
　本発明の電気電子部品用銅合金材料における不可避不純物としては、Ｈ、Ｃ、Ｏ、Ｓ等が挙げられる。
　次に、本発明の銅合金材料を製法の観点から説明する。
　本発明の銅合金材料は、例えば、例えば次の工程により製造することができる。本発明の銅合金材料の主な製造工程の概略は、溶解→鋳造→均質化処理→熱間圧延→面削→冷間圧延→溶体化熱処理→時効熱処理→最終冷間圧延→低温焼鈍である。時効熱処理と最終冷間圧延は逆の順序でも良い。また、最終の低温焼鈍（歪取り焼鈍）は省略してもよい。各工程の条件としては、ここで特に述べた工程以外については常法により行うことができる。
　本発明において、銅合金鋳塊の製造時における、固相温度から５００℃までの平均冷却速度が５～１００℃／秒であることも、化合物Ｂ、化合物Ｃ、化合物Ｄの適正なサイズ、量の析出に寄与する。この平均冷却速度が５℃／秒以上１００℃／秒以下であれば化合物Ｂ、化合物Ｃ、化合物Ｄが適切に形成され、結果として母材の銅合金の結晶粒径を適切な範囲とすることができる。ここで固相温度とは凝固が開始される温度であり、５００℃より低温では化合物Ａが析出する温度帯となるため、温度範囲の下限を５００℃とした。
　なお、前記鋳造後の冷却速度が遅すぎると、粗大析出物の増加により強度が低下する場合がある。
　溶体化熱処理温度は、好ましくは、Ｃｏ量が０．４～１．２ｍａｓｓ％であれば８００～９５０℃、１．０～１．５ｍａｓｓ％であれば９００～９５０℃、１．３～２．０ｍａｓｓ％であれば９００～１０００℃で、それぞれ十分に溶体化と再結晶を行わせることができる。この温度の熱処理によって母材の銅合金の結晶粒径が決定する。また、その温度からの冷却速度が５０℃／秒程度の急速冷却であることが好ましい。この急速冷却を行なわなければ前記の高温で溶体化された元素が析出を起こすことがある。この冷却中に析出を起こした粒子（化合物）は強度に寄与しない非整合析出物であり、また、次の（又は次の冷間圧延の次の）時効熱処理工程で整合析出物が形成される時に核生成サイトとして寄与し、その部分の析出を促進させて、特性に悪影響を与える。なお、この冷却速度は高温での溶体化熱処理温度から３００℃までの平均速度を意味する。３００℃以下の温度では大きな組織変化は起きないため、この温度までの冷却速度を所定の冷却速度とすればよい。
　本発明では、上記の溶体化熱処理（この熱処理によって溶体化と併せて再結晶も行なう）後に、ＣｏとＳｉの化合物を銅合金中に形成させるため、時効熱処理を実施する。この熱処理は溶体化熱処理後でも、その後に所定の冷間圧延を行った後に行ってもよい。この時効熱処理の条件は、溶体化熱処理後に最終の冷間圧延前に行う場合には、５００～６００℃の温度で１～４時間が好ましく、一方、溶体化熱処理後に最終の冷間圧延後に行う場合には、４５０～５５０℃の温度で１～４時間が好ましい。また、この時効熱処理後の冷却速度には好ましい範囲がある。冷却速度が２０～１００℃／時間の範囲では、導電率の上昇が十分となる。なお、１００℃／時間よりも冷却速度が速いと導電率の上昇が十分ではなく、また、２０℃／時間よりも冷却速度が遅くても、目的とする特性変化は起きず熱処理時間の長時間化のみが起きて経済的でもない。一方、上記冷却速度とする温度の範囲は、各熱処理温度から３００℃までの冷却範囲とする。温度範囲の下限が３００℃より高いと、所望の高導電性を得ることができず、温度範囲の下限を３００℃よりいくら低くしても得られる導電率は変わらない。
　前記時効熱処理後の冷却速度は、熱処理炉で温度管理することで調整できる。なお、急速に冷却したい場合は、熱処理炉の加熱帯から試料を取りだし、強制空冷や水焼入で対応することができる。
　次に、本発明を実施例に基づきさらに詳細に説明するが、本発明はそれらに限定されるものではない。
　（実施例１）
　表１、表２に示した成分を含有し、残部がＣｕと不可避不純物から成る合金（本発明例Ｎｏ．１～３５、比較例Ｎｏ．１０１～１２８）を高周波溶解炉により溶解し、これを５～１００℃／秒の冷却速度で鋳造して厚さ３０ｍｍ、幅１００ｍｍ、長さ１５０ｍｍの鋳塊を得た。このとき、鋳型の鋳壁近傍に熱電対をセットし、随時、測定しながら鋳造、溶製を行い鋳塊を作成した。
　得られた鋳塊を９３０～１０５０℃の温度で０．５～１．０時間の保持後、熱間圧延を行い板厚ｔ＝１２ｍｍの熱延板を作製し、その両面を各１ｍｍ面削して板厚ｔ＝１０ｍｍとし、次いで冷間圧延により板厚ｔ＝０．３ｍｍに仕上げ、７００～９５０℃の温度で溶体化熱処理を行った。この準備した材料を次の２工程のいずれかの処理を施して最終製品の供試材を作成した。
　工程Ａ：（前記溶体化熱処理）－時効熱処理（５００～６００℃の温度で２～４時間）－冷間加工（加工率５～２５％）
　　　　　　※この後、必要に応じて、３００～４００℃の温度で１～２時間のひずみ取り焼鈍を実施した。
　工程Ｂ：（前記溶体化熱処理）－冷間圧延（加工率５～２５％）－時効熱処理（４５０～５５０℃の温度で２～４時間）
　この供試材について下記の特性調査を行った。本発明例の結果を表１に、比較例の結果を表２に示す。なお、表１および表２において、化合物密度の項目における「Ｅ＋０８」などは、１０の累乗（「Ｅ＋０８」の場合は「×１０８」）を表す。
ａ．引張強度：
　供試材（試験片）の圧延平行方向から切り出したＪＩＳ　Ｚ２２０１－１３Ｂ号の試験片をＪＩＳ　Ｚ２２４１に準じて３本測定しその平均値を示した。
ｂ．導電率測定：
　四端子法を用いて、２０℃（±１℃）に管理された恒温槽中で、各試験片の２本について導電率を測定し、その平均値（％ＩＡＣＳ）を表１～２に示した。このとき端子間距離は１００ｍｍとした。
ｃ．曲げ加工性：
　供試材から圧延方向に垂直に幅１０ｍｍ、長さ３５ｍｍに試験片を切出し、これに曲げの軸が圧延方向に平行に曲げ半径Ｒ＝０～０．５（ｍｍ）の間で０．１ｍｍ刻みの６水準で９０°のＷ曲げ（Ｂａｄ－ｗａｙ曲げ）し、曲げ部における割れの有無を観察し割れの有無を調査した。曲げ部における割れの有無の観察は、５０倍の光学顕微鏡での目視観察と、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）での曲げ加工部位の観察により行った。表１中のＲ／ｔのＲは曲げ半径でｔは板厚を示し、この値が小さいほど良好な曲げ加工性を示す。
ｄ．結晶粒径：
　供試材（試験片）の圧延方向に垂直な断面を湿式研磨、バフ研磨により鏡面に仕上げた後、クロム酸：水＝１：１の液で数秒研磨面を腐食した後、光学顕微鏡で２００～４００倍の倍率か、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）の二次電子像を用いて５００～２０００倍の倍率で写真をとり、前記断面の結晶粒径をＪＩＳ　Ｈ０５０１の切断法に準じて測定した。なお、写真の倍率については、観測される結晶粒の大きさにより変化させた。なお、表中の「混粒」とは、再結晶領域と未再結晶領域（圧延加工組織が残留した状態）の両方が混在した組織で、混粒の場合には粒径は測定しなかった。未再結晶が存在すると曲げ加工性が劣化すると言われている。そのため、混粒は望ましくない組織である。
ｅ．時効熱処理後の冷却速度
　冷却速度は熱処理を行う材料の重さを変えることで調整したか、または、用いた熱処理炉で温度管理することで調整した。例えば、同じ熱処理炉（バッチ式）を用いたことで、より早い冷却速度を得るためには、同時に熱処理を行う量を少なくし、一方、より遅い冷却速度を得るためには、ダミーとする試験片を入れて同時に熱処理を行う量を多くして、それぞれ熱処理した。なお、急速に冷却したい場合は、熱処理炉の加熱帯から試料を取りだし、強制空冷や水焼入で対応した。なお、冷却速度の調整は、熱処理炉で温度管理をすることによっても行なった。サンプルの数量が特に少ない場合や冷却速度が非常に遅い場合などは熱処理炉で温度管理することで冷却速度を調整した。
ｆ．化合物のサイズ、数と分散密度
　析出物（化合物）のサイズ（平均粒子径）は透過電子顕微鏡を用いて測定した。最終製品では加工歪みの影響を受けて観察しにくくなるため時効熱処理後の材料の組織観察を実施した。熱処理材の任意の場所からＴＥＭ用試験片を切り出し、硝酸（２０％）のメタノール溶液で、温度－２０～－２５℃で電解研磨（ツインジェット式電解研磨装置による）を行って観察用の試験片を完成させた。
　その後、加速電圧：３００ｋＶで観察を行って、電子線の入射方位を（００１）近傍に合わせて、倍率１０００００倍の写真を任意に３枚撮影した。その写真を用いて化合物Ａ（約１００個）の規定のサイズにあたる個数を求めた。
　また、化合物Ｂ、化合物Ｃ、化合物Ｄは透過電子顕微鏡付属のＥＤＳ（エネルギー分散型検出器）にてその成分分析を行った後、１０００～５０００倍の倍率で任意に３枚の写真を撮影して、その写真を用いて所望の規定のサイズにあたる個数を求めた。なお、その個数は１０～１００個である。
　これらの値から、各化合物Ａ、Ｂ、Ｃ及びＤの分散密度（個／ｍｍ２）を求めた。以下の表中では、分散密度を単に密度と略記する。また、「化合物Ｂ、Ｃ、Ｄ密度（個／ｍｍ２）」とは、各化合物、Ｂ、Ｃ及びＤの分散密度（個／ｍｍ２）の合計を示すが、もしある化合物が存在しなければ、残りの化合物単独の分散密度又は残り２種の化合物の分散密度の合計であることは言うまでもない。さらにまた、「（Ｂ＋Ｃ＋Ｄ）／Ａ」とは、「｛（化合物Ｂの分散密度＋化合物Ｃの分散密度＋化合物Ｄの分散密度）／化合物Ａの分散密度｝」を略記したものである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表１に示されるとおり、実施例（本発明例）は、強度、導電性、曲げ加工性のすべてを高いレベルでバランス良く満足している。具体的には、導電性（ＥＣ）が５０％ＩＡＣＳ以上であって、さらに引張強度（ＴＳ）と曲げ加工性（Ｒ／ｔ）との関係については、ＴＳが５５０ＭＰａ以上６５０ＭＰａ未満の場合はＲ／ｔ≦０．５、ＴＳが６５０ＭＰａ以上７００ＭＰａ未満の場合はＲ／ｔ≦１、ＴＳが７００ＭＰａ以上８００ＭＰａ未満の場合はＲ／ｔ≦２といずれも高いレベルで良好なバランスを達成している。これに対し、表２に示される比較例では、強度、導電性、曲げ加工性の少なくともいずれかの特性が実用的でないものとなった。この内、比較例の試料Ｎｏ．１０１、１０７～１１２、１２５～１２６は、引張強度が５００ＭＰａ未満で実用レベルに満たないものであった。
　本発明をその実施態様とともに説明したが、我々は特に指定しない限り我々の発明を説明のどの細部においても限定しようとするものではなく、添付の請求の範囲に示した発明の精神と範囲に反することなく幅広く解釈されるべきであると考える。
　本願は、2008年8月5日に日本国で特許出願された特願2008-202467に基づく優先権を主張するものであり、これはここに参照してその内容を本明細書の記載の一部として取り込む。

Claims (7)

  1. 　添加元素としてＣｏおよびＳｉを含有する電気電子部品用銅合金材料であって、
    　ＣｏとＳｉからなる平均粒子径が５ｎｍ以上５０ｎｍ未満の化合物Ａが分散し、
    　さらに、ＣｏとＳｉの一方もしくは両方を含有しない平均粒子径が５０ｎｍ以上５００ｎｍ以下の化合物Ｂと、ＣｏとＳｉの両方およびさらに他の元素を含有する平均粒子径が５０ｎｍ以上５００ｎｍ以下の化合物Ｃと、ＣｏとＳｉからなる平均粒子径が５０ｎｍ以上５００ｎｍ以下の化合物Ｄとからなる群から選ばれる少なくとも１種の化合物が分散し、
    母材の銅合金の結晶粒径が３～３５μｍであり、かつ導電率が５０％ＩＡＣＳ以上であることを特徴とする電気電子部品用銅合金材料。
  2. 　添加元素としてＣｏおよびＳｉを含有する電気電子部品用銅合金材料であって、
    　ＣｏとＳｉからなる平均粒子径が５ｎｍ以上５０ｎｍ未満の化合物Ａと、ＣｏとＳｉの一方もしくは両方を含有しない平均粒子径が５０ｎｍ以上５００ｎｍ以下の化合物Ｂと、ＣｏとＳｉの両方およびさらに他の元素を含有する平均粒子径が５０ｎｍ以上５００ｎｍ以下の化合物Ｃと、ＣｏとＳｉからなる平均粒子径が５０ｎｍ以上５００ｎｍ以下の化合物Ｄが分散し、
    　前記化合物Ａ～Ｄの分散密度の比が０．０００１≦｛（化合物Ｂの分散密度＋化合物Ｃの分散密度＋化合物Ｄの分散密度）／化合物Ａの分散密度｝≦０．１であり、
    　母材の銅合金の結晶粒径が３～３５μｍであり、かつ導電率が５０％ＩＡＣＳ以上であることを特徴とする電気電子部品用銅合金材料。
  3. 　さらに、Ａｌ、Ａｇ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｉｎから選ばれた少なくとも１種を合計で０．０５～１．０ｍａｓｓ％含有し、残部がＣｕと不可避不純物からなる、請求項１または請求項２に記載の電気電子部品用銅合金材料。
  4. 　さらに、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｚｒ、Ｔｉから選ばれた少なくとも１種を合計で０．０５～１．０ｍａｓｓ％含有し、残部がＣｕと不可避不純物からなる、請求項１～請求項３のいずれか１項に記載の電気電子部品用銅合金材料。
  5. 　添加元素としてＣｏおよびＳｉを含有し、残部がＣｕと不可避不純物からなる、請求項１または請求項２に記載の電気電子部品用銅合金材料。
  6. 　Ｃｏの含有量が０．４～２．０ｍａｓｓ％、Ｓｉの含有量が０．１～０．５ｍａｓｓ％である、請求項１～請求項５のいずれか１項に記載の電気電子部品用銅合金材料。
  7. 　鋳塊製造時における固相温度から５００℃までの平均冷却速度が５～１００℃／秒であることを特徴とする請求項１～請求項６のいずれか１項に記載の電気電子部品用銅合金材料。
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