JP7534883B2 - Ｃｕ－Ｎｉ－Ａｌ系銅合金板材、その製造方法および導電ばね部材 - Google Patents
Ｃｕ－Ｎｉ－Ａｌ系銅合金板材、その製造方法および導電ばね部材 Download PDFInfo
- Publication number
- JP7534883B2 JP7534883B2 JP2020128528A JP2020128528A JP7534883B2 JP 7534883 B2 JP7534883 B2 JP 7534883B2 JP 2020128528 A JP2020128528 A JP 2020128528A JP 2020128528 A JP2020128528 A JP 2020128528A JP 7534883 B2 JP7534883 B2 JP 7534883B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- rolling
- copper alloy
- sheet material
- precipitates
- cold rolling
- 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.)
- Active
Links
- 239000000463 material Substances 0.000 title claims description 66
- 229910000881 Cu alloy Inorganic materials 0.000 title claims description 47
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 22
- 229910017870 Cu—Ni—Al Inorganic materials 0.000 title description 22
- 238000011282 treatment Methods 0.000 claims description 103
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 claims description 93
- 230000032683 aging Effects 0.000 claims description 76
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 claims description 50
- 239000002245 particle Substances 0.000 claims description 49
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 41
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 32
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 31
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 29
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims description 27
- 230000008569 process Effects 0.000 claims description 15
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 12
- 239000010949 copper Substances 0.000 claims description 10
- 239000000126 substance Substances 0.000 claims description 8
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 229910052749 magnesium Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 229910052718 tin Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 229910052725 zinc Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 229910052709 silver Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 4
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 20
- 238000005498 polishing Methods 0.000 description 17
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 15
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Chemical compound O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 13
- LFQSCWFLJHTTHZ-UHFFFAOYSA-N Ethanol Chemical compound CCO LFQSCWFLJHTTHZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 12
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 12
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 11
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 11
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 11
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 11
- 238000002845 discoloration Methods 0.000 description 10
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 8
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 8
- 238000005452 bending Methods 0.000 description 7
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 7
- KFZMGEQAYNKOFK-UHFFFAOYSA-N Isopropanol Chemical compound CC(C)O KFZMGEQAYNKOFK-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- 229910003310 Ni-Al Inorganic materials 0.000 description 6
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N iron Substances [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 6
- 230000035882 stress Effects 0.000 description 6
- 238000004506 ultrasonic cleaning Methods 0.000 description 6
- 229910001369 Brass Inorganic materials 0.000 description 4
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- NBIIXXVUZAFLBC-UHFFFAOYSA-N Phosphoric acid Chemical compound OP(O)(O)=O NBIIXXVUZAFLBC-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 239000010951 brass Substances 0.000 description 4
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 4
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 4
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 4
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 4
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 4
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 description 3
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 3
- 230000000376 effect on fatigue Effects 0.000 description 3
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 3
- 238000000349 field-emission scanning electron micrograph Methods 0.000 description 3
- 238000011835 investigation Methods 0.000 description 3
- 238000013507 mapping Methods 0.000 description 3
- 230000000007 visual effect Effects 0.000 description 3
- 229910017945 Cu—Ti Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910000147 aluminium phosphate Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 2
- 239000012298 atmosphere Substances 0.000 description 2
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 2
- 239000011362 coarse particle Substances 0.000 description 2
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 2
- 239000012153 distilled water Substances 0.000 description 2
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 2
- 238000005868 electrolysis reaction Methods 0.000 description 2
- 239000003792 electrolyte Substances 0.000 description 2
- 238000007373 indentation Methods 0.000 description 2
- 229910000765 intermetallic Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000007788 liquid Substances 0.000 description 2
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 2
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000012299 nitrogen atmosphere Substances 0.000 description 2
- 238000011160 research Methods 0.000 description 2
- 239000010959 steel Substances 0.000 description 2
- 241000669298 Pseudaulacaspis pentagona Species 0.000 description 1
- 230000001133 acceleration Effects 0.000 description 1
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 1
- 230000008901 benefit Effects 0.000 description 1
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 1
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 1
- 238000005238 degreasing Methods 0.000 description 1
- 238000006073 displacement reaction Methods 0.000 description 1
- 238000009661 fatigue test Methods 0.000 description 1
- 239000010419 fine particle Substances 0.000 description 1
- 230000002431 foraging effect Effects 0.000 description 1
- 238000000227 grinding Methods 0.000 description 1
- 230000036541 health Effects 0.000 description 1
- 239000011261 inert gas Substances 0.000 description 1
- 230000010354 integration Effects 0.000 description 1
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 1
- 230000007246 mechanism Effects 0.000 description 1
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 description 1
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 description 1
- 238000005554 pickling Methods 0.000 description 1
- 239000000843 powder Substances 0.000 description 1
- 230000001376 precipitating effect Effects 0.000 description 1
- 239000002243 precursor Substances 0.000 description 1
- 239000000047 product Substances 0.000 description 1
- 230000001737 promoting effect Effects 0.000 description 1
- 238000003303 reheating Methods 0.000 description 1
- 238000009774 resonance method Methods 0.000 description 1
Landscapes
- Conductive Materials (AREA)
Description
本発明は、Ｃｕ－Ｎｉ－Ａｌ系銅合金板材およびその製造方法に関する。また、前記板材を用いた導電ばね部材に関する。
Ｃｕ－Ｎｉ－Ａｌ系銅合金は、Ｎｉ－Ａｌ系の析出物により高強度化が可能であり、また、銅合金のなかでも銅の色味が薄い金属外観を呈する。この成分系の銅合金は、リードフレーム、コネクタなどの導電ばね部材や非磁性高強度部材として有用である。
コネクタなどの導電ばね部材には、それを使用する電子機器等の小型化・高集積化に対応できるよう、従来にも増して小型で高性能な特性が要求されるようになっている。特に、部品の小型化により金属部への繰り返し負荷応力が増加することから、高耐久性のニーズが高まっている。コネクタなどの金属ばね部材において、その耐久性を向上させるためには、疲労特性を改善することが重要である。一方、Ｃｕ－Ｎｉ－Ａｌ系銅合金に特有の白色調の表面外観を重視する用途では、美麗な白色調が損なわれないよう、耐変色性に優れることも重要となる。
これまでに、Ｃｕ－Ｎｉ－Ａｌ系銅合金の高強度特性を活かしながら、他の諸特性を改善する検討が種々行われてきた。
例えば、特許文献１には、所定量のＳｉを含有するＣｕ－Ｎｉ－Ａｌ系銅合金において、７００～１０２０℃での溶体化処理と４００～６５０℃での時効処理を施す工程により、Ｓｉを含むγ’相を平均粒径１００ｎｍ以下で析出させることにより、高強度、加工性、高導電性に優れる材料を得る技術が示されている。ただし、特許文献１に開示の製造工程では疲労特性の十分な改善は望めない。
例えば、特許文献１には、所定量のＳｉを含有するＣｕ－Ｎｉ－Ａｌ系銅合金において、７００～１０２０℃での溶体化処理と４００～６５０℃での時効処理を施す工程により、Ｓｉを含むγ’相を平均粒径１００ｎｍ以下で析出させることにより、高強度、加工性、高導電性に優れる材料を得る技術が示されている。ただし、特許文献１に開示の製造工程では疲労特性の十分な改善は望めない。
特許文献２には、Ｃｕ－Ｎｉ－Ａｌ系銅合金において、「強度－曲げ加工性バランス」に優れ、かつ耐変色性にも優れる板材を製造する技術が開示されている。その製造工程では、溶体化処理を施した材料に必要に応じて冷間圧延歪を付与した後、高めの温度域での第１時効処理と、従来一般的な温度域での第２時効処理とを続けて施す手法が採用されている。この２段階の時効処理により粒界反応型の不連続析出が生じにくくなるとともに、強度向上に寄与する微細第二相粒子の粒内析出が十分に起こり、優れた強度－曲げ加工性バランスが実現できるという。しかし、本発明者らの最近の研究によれば、特許文献２の製造方法では、粒界での不連続析出の抑制効果は認められるものの、粒界析出物の存在量自体に着目すると、その存在量の低減効果は限定的であり、疲労特性の十分な改善は認められない。
特許文献３には、Ｃｕ－Ｎｉ－Ａｌ系銅合金において、高いヤング率を有する板材の製造技術が開示されている。具体的には、中間焼鈍を挟んだ冷間圧延を特定条件で行い、溶体化処理をゆっくりとした昇温速度で行い、かつ圧延率が低めにコントロールされた条件で仕上冷間圧延を行ったのちに時効処理を施すことによって特定の結晶配向が得られ、高いヤング率が実現できるという。しかし、特許文献３の製造方法では疲労特性を十分に改善することはできない。
特許文献４には、本発明とは別の合金系であるＣｕ－Ｔｉ系銅合金において、溶体化処理、前駆処理、冷間圧延、時効処理の工程を採用することにより粒界反応析出を抑制する技術が開示されている。しかし、本発明で対象とするＣｕ－Ｎｉ－Ａｌ系銅合金はＣｕ－Ｔｉ系銅合金よりも合金成分の添加量が多いことから、粒界析出物の生成量も本来多い。そのため特許文献４の手法を適用するだけでは粒界析出物の量を効果的に低減することは困難であり、疲労特性の改善には、より厳密な製造条件の制御が必要である。
Ｃｕ－Ｎｉ－Ａｌ系銅合金はコネクタ等の導電ばね部材に有用な合金であるが、部品の小型化ニーズに十分対応し得るような疲労特性の改善手法は確立されていない。本発明は、高強度化されたＣｕ－Ｎｉ－Ａｌ系銅合金の板材において、耐変色性を維持しながら疲労特性を顕著に改善することを目的とする。
上記目的を達成するため、本明細書では以下の発明を開示する。
［１］質量％で、Ｎｉ：１０.０～３０.０％、Ａｌ：１.００～６.５０％、Ａｇ：０～０.５０％、Ｂ：０～０.１０％、Ｃｏ：０～２.０％、Ｃｒ：０～０.５％、Ｆｅ：０～２.０％、Ｍｇ：０～２.０％、Ｍｎ：０～２.０％、Ｐ：０～０.２％、Ｓｉ：０～２.０％、Ｓｎ：０～２.０％、Ｔｉ：０～２.０％、Ｚｎ：０～２.０％、Ｚｒ：０～０.３％、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなり、かつ下記（１）式を満たす化学組成を有し、板面に平行な観察面において面積０.１μｍ２以上の析出物の面積率が２.０％以下であり、ビッカース硬さが２７０ＨＶ以上である銅合金板材。
Ｎｉ／Ａｌ≦９.０ …（１）
ここで、（１）式の元素記号の箇所には質量％で表される当該元素の含有量値が代入される。
［２］板面に平行な観察面において長径１.０μｍ以上の粗大析出物粒子の個数密度が３.０×１０４個／ｍｍ２以下である、上記［１］に記載の銅合金板材。
［３］板面に平行な観察面において長径５～５０ｎｍの微細析出物粒子の個数密度が１.０×１０７個／ｍｍ２以上である、上記［１］または［２］に記載の銅合金板材。
［４］圧延直角方向の引張強さが９００ＭＰａ以上である、上記［１］～［３］のいずれかに記載の銅合金板材。
［５］質量％で、Ｎｉ：１０.０～３０.０％、Ａｌ：１.００～６.５０％、Ａｇ：０～０.５０％、Ｂ：０～０.１０％、Ｃｏ：０～２.０％、Ｃｒ：０～０.５％、Ｆｅ：０～２.０％、Ｍｇ：０～２.０％、Ｍｎ：０～２.０％、Ｐ：０～０.２％、Ｓｉ：０～２.０％、Ｓｎ：０～２.０％、Ｔｉ：０～２.０％、Ｚｎ：０～２.０％、Ｚｒ：０～０.３％、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなり、かつ下記（１）式を満たす化学組成の鋳片を、１０００～１１５０℃で加熱する工程（鋳片加熱工程）、
最終圧延パスでの圧延温度が８００℃以上となる条件で熱間圧延を行った後、７００℃から６００℃までの平均冷却速度が４０℃／ｓ以上となる条件で冷却する工程（熱間圧延工程）、
１０.０～２０.０Ｎ／ｍｍ２の張力を付与した状態で、９５０～１１００℃で３０～３６０秒保持する熱処理を施す工程（溶体化処理工程）、
前記溶体化処理工程後の板材に、７００～９００℃で１０～３００秒保持する熱処理を施す工程（第１時効処理工程）、
圧延率５～５０％以下の範囲で冷間圧延を施す工程（時効間冷間圧延工程）、
前記時効間冷間圧延工程後の板材に、４００～６２０℃で０.５～７５時間保持する熱処理を施す工程（第２時効処理工程）、
を含む製造工程により、板面に平行な観察面において面積０.１μｍ２以上の析出物の面積率が２.０％以下である板材を得る、銅合金板材の製造方法。
Ｎｉ／Ａｌ≦９.０ …（１）
ここで、（１）式の元素記号の箇所には質量％で表される当該元素の含有量値が代入される。
［６］熱間圧延工程と溶体化処理工程の間に、
圧延率５０％以上の冷間圧延を施す工程（冷間圧延工程）、
を含む、上記［５］に記載の銅合金板材の製造方法。
［７］上記［１］～［４］のいずれかに記載の銅合金板材を材料に用いた導電ばね部材。
［１］質量％で、Ｎｉ：１０.０～３０.０％、Ａｌ：１.００～６.５０％、Ａｇ：０～０.５０％、Ｂ：０～０.１０％、Ｃｏ：０～２.０％、Ｃｒ：０～０.５％、Ｆｅ：０～２.０％、Ｍｇ：０～２.０％、Ｍｎ：０～２.０％、Ｐ：０～０.２％、Ｓｉ：０～２.０％、Ｓｎ：０～２.０％、Ｔｉ：０～２.０％、Ｚｎ：０～２.０％、Ｚｒ：０～０.３％、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなり、かつ下記（１）式を満たす化学組成を有し、板面に平行な観察面において面積０.１μｍ２以上の析出物の面積率が２.０％以下であり、ビッカース硬さが２７０ＨＶ以上である銅合金板材。
Ｎｉ／Ａｌ≦９.０ …（１）
ここで、（１）式の元素記号の箇所には質量％で表される当該元素の含有量値が代入される。
［２］板面に平行な観察面において長径１.０μｍ以上の粗大析出物粒子の個数密度が３.０×１０４個／ｍｍ２以下である、上記［１］に記載の銅合金板材。
［３］板面に平行な観察面において長径５～５０ｎｍの微細析出物粒子の個数密度が１.０×１０７個／ｍｍ２以上である、上記［１］または［２］に記載の銅合金板材。
［４］圧延直角方向の引張強さが９００ＭＰａ以上である、上記［１］～［３］のいずれかに記載の銅合金板材。
［５］質量％で、Ｎｉ：１０.０～３０.０％、Ａｌ：１.００～６.５０％、Ａｇ：０～０.５０％、Ｂ：０～０.１０％、Ｃｏ：０～２.０％、Ｃｒ：０～０.５％、Ｆｅ：０～２.０％、Ｍｇ：０～２.０％、Ｍｎ：０～２.０％、Ｐ：０～０.２％、Ｓｉ：０～２.０％、Ｓｎ：０～２.０％、Ｔｉ：０～２.０％、Ｚｎ：０～２.０％、Ｚｒ：０～０.３％、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなり、かつ下記（１）式を満たす化学組成の鋳片を、１０００～１１５０℃で加熱する工程（鋳片加熱工程）、
最終圧延パスでの圧延温度が８００℃以上となる条件で熱間圧延を行った後、７００℃から６００℃までの平均冷却速度が４０℃／ｓ以上となる条件で冷却する工程（熱間圧延工程）、
１０.０～２０.０Ｎ／ｍｍ２の張力を付与した状態で、９５０～１１００℃で３０～３６０秒保持する熱処理を施す工程（溶体化処理工程）、
前記溶体化処理工程後の板材に、７００～９００℃で１０～３００秒保持する熱処理を施す工程（第１時効処理工程）、
圧延率５～５０％以下の範囲で冷間圧延を施す工程（時効間冷間圧延工程）、
前記時効間冷間圧延工程後の板材に、４００～６２０℃で０.５～７５時間保持する熱処理を施す工程（第２時効処理工程）、
を含む製造工程により、板面に平行な観察面において面積０.１μｍ２以上の析出物の面積率が２.０％以下である板材を得る、銅合金板材の製造方法。
Ｎｉ／Ａｌ≦９.０ …（１）
ここで、（１）式の元素記号の箇所には質量％で表される当該元素の含有量値が代入される。
［６］熱間圧延工程と溶体化処理工程の間に、
圧延率５０％以上の冷間圧延を施す工程（冷間圧延工程）、
を含む、上記［５］に記載の銅合金板材の製造方法。
［７］上記［１］～［４］のいずれかに記載の銅合金板材を材料に用いた導電ばね部材。
本明細書において「板面」とは、板材の板厚方向に対して垂直な表面である。「板面」は「圧延面」と呼ばれることもある。「面積０.１μｍ２以上の析出物の面積率」は以下のようにして求めることができる。
［面積０.１μｍ２以上の析出物の面積率の求め方］
板面を下記電解研磨条件で電解研磨したのちエタノール中で２０分間の超音波洗浄を施して得た観察面について、ＦＥ－ＳＥＭ（電界放出形走査電子顕微鏡）により倍率２０００倍の観察視野を無作為に設定して面積Ｓ０（μｍ２）である観察画像を得る。得られた画像を画像解析ソフトウェアで処理することにより、析出物に相当する領域（以下「析出物領域」と言う。）のうち、１つの独立した析出物領域の面積が０.１μｍ２未満であるものを除いた、全析出物領域の合計面積Ｓ１（μｍ２）を求め、（Ｓ１／Ｓ０）×１００の値をこの観察視野における析出物面積率Ａ（％）とする。この操作を重複しない異なる５以上の視野について行い、各視野の析出物面積率Ａの相加平均値を求め、これを当該板材の「面積０.１μｍ２以上の析出物の面積率（％）」とする。
（電解研磨条件）
・電解液：蒸留水、リン酸、エタノール、２－プロパノールを１０：５：５：１で混合
・液温：２０℃
・電圧：１５Ｖ
・電解時間：２０秒
板面を下記電解研磨条件で電解研磨したのちエタノール中で２０分間の超音波洗浄を施して得た観察面について、ＦＥ－ＳＥＭ（電界放出形走査電子顕微鏡）により倍率２０００倍の観察視野を無作為に設定して面積Ｓ０（μｍ２）である観察画像を得る。得られた画像を画像解析ソフトウェアで処理することにより、析出物に相当する領域（以下「析出物領域」と言う。）のうち、１つの独立した析出物領域の面積が０.１μｍ２未満であるものを除いた、全析出物領域の合計面積Ｓ１（μｍ２）を求め、（Ｓ１／Ｓ０）×１００の値をこの観察視野における析出物面積率Ａ（％）とする。この操作を重複しない異なる５以上の視野について行い、各視野の析出物面積率Ａの相加平均値を求め、これを当該板材の「面積０.１μｍ２以上の析出物の面積率（％）」とする。
（電解研磨条件）
・電解液：蒸留水、リン酸、エタノール、２－プロパノールを１０：５：５：１で混合
・液温：２０℃
・電圧：１５Ｖ
・電解時間：２０秒
前記のビッカース硬さは、ＪＩＳ Ｚ２２４４：２００９に準拠して測定される板材の板面についてのビッカース硬さを採用することができる。
粒子の「長径」は、粒子を取り囲む最小円の直径（μｍあるいはｎｍ）として定義される。「長径１.０μｍ以上の粗大析出物粒子の個数密度」および「長径５～５０ｎｍの微細析出物粒子の個数密度」は、それぞれ以下のようにして求めることができる。
［粗大析出物粒子の個数密度の求め方］
板面を下記の電解研磨条件で電解研磨してＣｕ素地のみを溶解させることにより析出物粒子を露出させたのちエタノール中で２０分間の超音波洗浄を施して得た観察面について、ＦＥ－ＳＥＭ（電界放出形走査電子顕微鏡）により観察し、ＦＥ－ＳＥＭ画像上に観測される長径１.０μｍ以上の析出物粒子の総個数を観察総面積（ｍｍ２）で除した値を、粗大析出物粒子の粒子個数密度（個／ｍｍ２）とする。観察総面積は、無作為に設定した重複しない複数の観察視野により合計０.１ｍｍ２以上とする。観察視野から一部がはみ出している析出物粒子は、観察視野内に現れている部分の長径が１.０μｍ以上であればカウント対象とする。
（電解研磨条件）
・電解液：蒸留水、リン酸、エタノール、２－プロパノールを１０：５：５：１で混合
・液温：２０℃
・電圧：１５Ｖ
・電解時間：２０秒
板面を下記の電解研磨条件で電解研磨してＣｕ素地のみを溶解させることにより析出物粒子を露出させたのちエタノール中で２０分間の超音波洗浄を施して得た観察面について、ＦＥ－ＳＥＭ（電界放出形走査電子顕微鏡）により観察し、ＦＥ－ＳＥＭ画像上に観測される長径１.０μｍ以上の析出物粒子の総個数を観察総面積（ｍｍ２）で除した値を、粗大析出物粒子の粒子個数密度（個／ｍｍ２）とする。観察総面積は、無作為に設定した重複しない複数の観察視野により合計０.１ｍｍ２以上とする。観察視野から一部がはみ出している析出物粒子は、観察視野内に現れている部分の長径が１.０μｍ以上であればカウント対象とする。
（電解研磨条件）
・電解液：蒸留水、リン酸、エタノール、２－プロパノールを１０：５：５：１で混合
・液温：２０℃
・電圧：１５Ｖ
・電解時間：２０秒
［微細析出物粒子の個数密度の求め方］
板面を上掲「面積０.１μｍ２以上の析出物の面積率の求め方」に記載した電解研磨条件で電解研磨したのちエタノール中で２０分間の超音波洗浄を施して得た観察面について、ＦＥ－ＳＥＭ（電界放出形走査電子顕微鏡）により倍率１０万倍で観察し、面積０.１μｍ２以上の粒子の一部または全部が視野中に含まれない観察視野を無作為に設定する。その観察視野について、粒子の輪郭全体が見えている粒子のうち長径が５～５０ｎｍである析出物粒子の数をカウントする。この操作を領域が重複しない１０以上の観察視野について行い、観察した全視野での前記カウント数の合計ＮＴＯＴＡＬを観察視野の総面積で除した値を、１ｍｍ２あたりの個数に換算し、これを微細析出物粒子の個数密度（個／ｍｍ２）とする。
板面を上掲「面積０.１μｍ２以上の析出物の面積率の求め方」に記載した電解研磨条件で電解研磨したのちエタノール中で２０分間の超音波洗浄を施して得た観察面について、ＦＥ－ＳＥＭ（電界放出形走査電子顕微鏡）により倍率１０万倍で観察し、面積０.１μｍ２以上の粒子の一部または全部が視野中に含まれない観察視野を無作為に設定する。その観察視野について、粒子の輪郭全体が見えている粒子のうち長径が５～５０ｎｍである析出物粒子の数をカウントする。この操作を領域が重複しない１０以上の観察視野について行い、観察した全視野での前記カウント数の合計ＮＴＯＴＡＬを観察視野の総面積で除した値を、１ｍｍ２あたりの個数に換算し、これを微細析出物粒子の個数密度（個／ｍｍ２）とする。
ある板厚ｔ０（ｍｍ）からある板厚ｔ１（ｍｍ）までの圧延率は、下記（２）式により求まる。
圧延率（％）＝［（ｔ０－ｔ１）／ｔ０］×１００ …（２）
圧延率（％）＝［（ｔ０－ｔ１）／ｔ０］×１００ …（２）
本発明によれば、白色調の金属外観を呈する組成域のＣｕ－Ｎｉ－Ａｌ系銅合金の板材において、高強度を有し、疲労特性が顕著に改善されており、かつ耐変色性に優れるものが提供可能となった。
［化学組成］
本発明では、Ｃｕ－Ｎｉ－Ａｌ系銅合金を対象とする。以下、合金成分に関する「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味する。
本発明では、Ｃｕ－Ｎｉ－Ａｌ系銅合金を対象とする。以下、合金成分に関する「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味する。
Ｎｉは、ＣｕとともにＣｕ－Ｎｉ－Ａｌ系銅合金のマトリックス（金属素地）を構成する主要な元素である。また、合金中のＮｉの一部はＡｌと結合してＮｉ－Ａｌ系析出物を形成し、その微細な粒子は強度の向上に寄与する。十分な強度を得るためには１０％以上のＮｉ含有量を確保することが望ましい。また、Ｎｉ含有量の増大に伴って、他の一般的な銅合金と比べ白色調の金属外観を呈するようになる。ただし、他の銅合金と同様、高湿環境に曝されると金属表面に薄い酸化皮膜が形成され、外観として判る程度に変色することがある。その場合、美麗な白色外観が損なわれる。特に耐変色性を重視する場合、Ｎｉ含有量を１２.０％以上と高くし、かつＡｌ含有量を後述のように確保することがより好ましい。１５.０％以上のＮｉ含有量とすることがより効果的である。一方、Ｎｉ含有量が多くなると熱間加工性が悪くなる。Ｎｉ含有量は３０.０％以下に制限され、２５.０％以下に制限してもよい。また、Ｎｉ含有量を１８.０％以上２２.０％以下に管理してもよい。
Ａｌは、Ｎｉ－Ａｌ系析出物を形成する元素である。Ａｌ含有量が少なすぎると強度向上が不十分となる。また、Ｎｉ含有量の増加に伴ってＡｌ含有量も増加させることによって、耐変色性を改善することができる。さらに、十分な強度レベルを得ながら疲労特性を向上させるためにはＮｉ／Ａｌ比が高くなりすぎないように成分調整することが重要であることがわかった。種々検討の結果、Ａｌ含有量は１.００％以上とし、かつ下記（１）式を満たすＮｉ／Ａｌ比とする必要がある。下記（１）’式を満たすことがより好ましい。
Ｎｉ／Ａｌ≦９.０ …（１）
２.０≦Ｎｉ／Ａｌ≦８.０ …（１）’
ここで、（１）式、（１）’式の元素記号の箇所には質量％で表される当該元素の含有量値が代入される。
一方、Ａｌ含有量が過大になると熱間加工性が悪くなる。Ａｌ含有量は６.５０％以下に制限される。
Ｎｉ／Ａｌ≦９.０ …（１）
２.０≦Ｎｉ／Ａｌ≦８.０ …（１）’
ここで、（１）式、（１）’式の元素記号の箇所には質量％で表される当該元素の含有量値が代入される。
一方、Ａｌ含有量が過大になると熱間加工性が悪くなる。Ａｌ含有量は６.５０％以下に制限される。
その他の元素として、必要に応じてＡｇ、Ｂ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｚｎ、Ｚｒ等を含有させることができる。これらの元素の含有量範囲は、Ａｇ：０～０.５０％、Ｂ：０～０.１０％、Ｃｏ：０～２.０％、Ｃｒ：０～０.５％、Ｆｅ：０～２.０％、Ｍｇ：０～２.０％、Ｍｎ：０～２.０％、Ｐ：０～０.２％、Ｓｉ：０～２.０％、Ｓｎ：０～２.０％、Ｔｉ：０～２.０％、Ｚｎ：０～２.０％、Ｚｒ：０～０.３％である。また、これら任意添加元素の総量は２.０％以下とすることが望ましく、１.２％以下、あるいは０.５％以下としてもよい。
［面積０.１μｍ２以上の析出物の面積率］
本発明で対象とするＣｕ－Ｎｉ－Ａｌ系銅合金では、Ｎｉ－Ａｌ系の金属間化合物を主体とする第二相が生成しやすい。その第二相のうち、時効処理によって結晶粒内に微細に析出する粒子（後述の「微細析出物」）は強度向上に寄与する。しかし、この合金系では時効処理時に結晶粒界での不連続析出が生じてしまい、結晶粒界に存在する粒界析出物が疲労特性の向上を阻む要因となっていた。また、結晶粒界での不連続析出とは別に、結晶粒内には溶体化処理で十分に固溶しきれなかった第二相や、結晶粒内での連続析出により生成した析出物などが粗大化して、ミクロンオーダーの粗大な粒子（後述の「粗大析出物」）が形成される場合もある。
本発明で対象とするＣｕ－Ｎｉ－Ａｌ系銅合金では、Ｎｉ－Ａｌ系の金属間化合物を主体とする第二相が生成しやすい。その第二相のうち、時効処理によって結晶粒内に微細に析出する粒子（後述の「微細析出物」）は強度向上に寄与する。しかし、この合金系では時効処理時に結晶粒界での不連続析出が生じてしまい、結晶粒界に存在する粒界析出物が疲労特性の向上を阻む要因となっていた。また、結晶粒界での不連続析出とは別に、結晶粒内には溶体化処理で十分に固溶しきれなかった第二相や、結晶粒内での連続析出により生成した析出物などが粗大化して、ミクロンオーダーの粗大な粒子（後述の「粗大析出物」）が形成される場合もある。
発明者らは、本合金系で疲労特性に影響を及ぼす析出物のサイズや量について，詳細に研究を行ってきた。その結果、金属組織中に観察される面積０.１μｍ２以上の析出物の存在量を低減することが極めて有効であるとの知見を得た。具体的には、板面に平行な観察面において面積０.１μｍ２以上の析出物の面積率が２.０％以下である組織状態とすることにより、疲労特性の顕著な改善効果が得られる。面積０.１μｍ２以上の析出物の面積率を１.６％以下とすることがより効果的であり、１.０％以下とすることが更に効果的である。
面積０.１μｍ２以上の析出物には「粒界析出物」と「粒内析出物」の両方が含まれるが、金属組織中の面積率において、面積０.１μｍ２以上の析出物の大部分は「粒界析出物」で占められる。疲労特性には、特に粒界析出物のサイズおよび量による影響が大きい。したがって、上掲の「面積０.１μｍ２以上の析出物の面積率の求め方」により特定される面積率を低減することは、本合金系の板材の疲労特性を向上させるための手段として極めて有効である。
［ビッカース硬さ］
本発明のＣｕ－Ｎｉ－Ａｌ系銅合金板材は、時効処理によって高強度化されたものである。時効処理による高強度化の指標として、ビッカース硬さを採用することができる。導電ばね部材の小型化ニーズに十分に対応するためには、ビッカース硬さが２７０ＨＶ以上であることが望まれる。３００ＨＶ以上であることがより好ましく、３２０ＨＶ以上であることが一層好ましく、３３０ＨＶ以上としてもよい。
本発明のＣｕ－Ｎｉ－Ａｌ系銅合金板材は、時効処理によって高強度化されたものである。時効処理による高強度化の指標として、ビッカース硬さを採用することができる。導電ばね部材の小型化ニーズに十分に対応するためには、ビッカース硬さが２７０ＨＶ以上であることが望まれる。３００ＨＶ以上であることがより好ましく、３２０ＨＶ以上であることが一層好ましく、３３０ＨＶ以上としてもよい。
［長径１.０μｍ以上の粗大析出物粒子の個数密度］
長径１.０μｍ以上の粗大析出物粒子は上述の「面積０.１μｍ２以上の析出物の面積率」の一部を占める。面積０.１μｍ２以上の析出物の面積率が大きい場合には、長径１.０μｍ以上の粗大析出物粒子の個数密度も多くなる傾向にある。ただし、溶体化処理後に残留した第二相に起因する粗大粒子や、時効処理時に粗大成長することによって生じた結晶粒内の粗大析出物などは、疲労特性に大きな悪影響を及ぼさない。それらはむしろ曲げ加工性の低下要因となる。長径１.０μｍ以上の粗大析出物粒子は強度向上に寄与しないことから、その存在量は少ないことが望ましい。長径１.０μｍ以上の粗大析出物粒子の存在密度は３.０×１０４個／ｍｍ２以下であることが好ましい。曲げ加工性を重視する用途を考慮すると、長径１.０μｍ以上の粗大析出物粒子の存在密度は０.３×１０４個／ｍｍ２以下と極めて少ないことがより好ましい。
長径１.０μｍ以上の粗大析出物粒子は上述の「面積０.１μｍ２以上の析出物の面積率」の一部を占める。面積０.１μｍ２以上の析出物の面積率が大きい場合には、長径１.０μｍ以上の粗大析出物粒子の個数密度も多くなる傾向にある。ただし、溶体化処理後に残留した第二相に起因する粗大粒子や、時効処理時に粗大成長することによって生じた結晶粒内の粗大析出物などは、疲労特性に大きな悪影響を及ぼさない。それらはむしろ曲げ加工性の低下要因となる。長径１.０μｍ以上の粗大析出物粒子は強度向上に寄与しないことから、その存在量は少ないことが望ましい。長径１.０μｍ以上の粗大析出物粒子の存在密度は３.０×１０４個／ｍｍ２以下であることが好ましい。曲げ加工性を重視する用途を考慮すると、長径１.０μｍ以上の粗大析出物粒子の存在密度は０.３×１０４個／ｍｍ２以下と極めて少ないことがより好ましい。
［長径５～５０ｎｍの微細析出物粒子の個数密度］
長径５～５０ｎｍの微細析出物粒子は、マトリックス（金属素地）中に分散して存在することにより強度向上に寄与する。そのなかでも長径が２０ｎｍ程度以上のものは曲げ加工性の向上にも寄与する。本発明対象のＣｕ－Ｎｉ－Ａｌ系銅合金において生成する微細析出物は、金属間化合物Ｎｉ３Ａｌを主体とするＮｉ－Ａｌ系析出相である。強度向上や曲げ加工性の観点から、長径５～５０ｎｍの微細析出物粒子の個数密度は１.０×１０７個／ｍｍ２以上であることが好ましい。特に、例えば圧延直角方向（ＴＤ）の引張強さが１０００ＭＰａ以上というような、銅合金としてかなり高い強度レベルを安定して得るためには、長径５～５０ｎｍの微細析出物粒子の個数密度を５.０×１０７個／ｍｍ２以上とすることが好ましく、８.０×１０７個／ｍｍ２以上としてもよい。
長径５～５０ｎｍの微細析出物粒子は、マトリックス（金属素地）中に分散して存在することにより強度向上に寄与する。そのなかでも長径が２０ｎｍ程度以上のものは曲げ加工性の向上にも寄与する。本発明対象のＣｕ－Ｎｉ－Ａｌ系銅合金において生成する微細析出物は、金属間化合物Ｎｉ３Ａｌを主体とするＮｉ－Ａｌ系析出相である。強度向上や曲げ加工性の観点から、長径５～５０ｎｍの微細析出物粒子の個数密度は１.０×１０７個／ｍｍ２以上であることが好ましい。特に、例えば圧延直角方向（ＴＤ）の引張強さが１０００ＭＰａ以上というような、銅合金としてかなり高い強度レベルを安定して得るためには、長径５～５０ｎｍの微細析出物粒子の個数密度を５.０×１０７個／ｍｍ２以上とすることが好ましく、８.０×１０７個／ｍｍ２以上としてもよい。
［引張強さ］
小型化・薄肉化が進展する導電ばね部材の素材に用いる銅合金板材として、圧延直角方向（ＴＤ）の引張強さは９００ＭＰａ以上であることが望まれ、９５０ＭＰａ以上であることがより好ましい。また、後述の実施例に示すように、圧延直角方向の引張強さを１０００ＭＰａ以上や、１１００ＭＰａ以上に調整することも可能であり、用途に応じた強度レベルを実現することができる。そのような高い強度レベルの銅合金板材は白色調の外観とも相まって、本来導電性が銅系材料より低い鉄系の導電ばね部材の代替にも適している。
小型化・薄肉化が進展する導電ばね部材の素材に用いる銅合金板材として、圧延直角方向（ＴＤ）の引張強さは９００ＭＰａ以上であることが望まれ、９５０ＭＰａ以上であることがより好ましい。また、後述の実施例に示すように、圧延直角方向の引張強さを１０００ＭＰａ以上や、１１００ＭＰａ以上に調整することも可能であり、用途に応じた強度レベルを実現することができる。そのような高い強度レベルの銅合金板材は白色調の外観とも相まって、本来導電性が銅系材料より低い鉄系の導電ばね部材の代替にも適している。
［製造方法］
以上説明した銅合金板材は、例えば以下のような製造工程により作ることができる。
溶解・鋳造→鋳片加熱→熱間圧延→冷間圧延→（中間焼鈍→冷間圧延）→溶体化処理→→第１時効処理→時効間冷間圧延→第２時効処理
なお、上記工程中には記載していないが、熱間圧延後には必要に応じて面削が行われ、各熱処理後には必要に応じて酸洗、研磨、あるいは更に脱脂が行われる。以下、各工程について説明する。
以上説明した銅合金板材は、例えば以下のような製造工程により作ることができる。
溶解・鋳造→鋳片加熱→熱間圧延→冷間圧延→（中間焼鈍→冷間圧延）→溶体化処理→→第１時効処理→時効間冷間圧延→第２時効処理
なお、上記工程中には記載していないが、熱間圧延後には必要に応じて面削が行われ、各熱処理後には必要に応じて酸洗、研磨、あるいは更に脱脂が行われる。以下、各工程について説明する。
［溶解・鋳造］
連続鋳造、半連続鋳造等により鋳片を製造すればよい。Ａｌの酸化を防止する観点から、チャンバー内で不活性ガス雰囲気下または真空下での溶解を行うことが好ましい。
連続鋳造、半連続鋳造等により鋳片を製造すればよい。Ａｌの酸化を防止する観点から、チャンバー内で不活性ガス雰囲気下または真空下での溶解を行うことが好ましい。
［鋳片加熱］
鋳片を１０００～１１５０℃で加熱保持する。この加熱は熱間圧延時の鋳片加熱工程を利用して実施することができる。従来、Ｃｕ－Ｎｉ－Ａｌ系銅合金の鋳片加熱は９５０℃以下の温度で行われることが多かった。本発明ではＮｉおよびＡｌの含有量が高い組成域において、時効処理で連続析出を促進させて強度に寄与する微細析出物を結晶粒内で十分に生成させるとともに、疲労特性向上を阻害する結晶粒界での不連続析出を抑制する必要がある。そのためには、鋳片を上記の高温に加熱することにより、鋳造組織中に存在する粗大な第二相をできるだけ固溶させておくことが有効となる。ただし、１１５０℃を超えると鋳造組織中の融点が低い部分が脆弱となり、熱間圧延で割れが生じる恐れがある。上記温度範囲での加熱保持時間は１.５時間以上とすることがより効果的であり、２時間以上とすることが更に効果的である。経済性を考慮し、上記温度域での鋳片加熱時間は５時間以下の範囲で設定することが望ましい。
鋳片を１０００～１１５０℃で加熱保持する。この加熱は熱間圧延時の鋳片加熱工程を利用して実施することができる。従来、Ｃｕ－Ｎｉ－Ａｌ系銅合金の鋳片加熱は９５０℃以下の温度で行われることが多かった。本発明ではＮｉおよびＡｌの含有量が高い組成域において、時効処理で連続析出を促進させて強度に寄与する微細析出物を結晶粒内で十分に生成させるとともに、疲労特性向上を阻害する結晶粒界での不連続析出を抑制する必要がある。そのためには、鋳片を上記の高温に加熱することにより、鋳造組織中に存在する粗大な第二相をできるだけ固溶させておくことが有効となる。ただし、１１５０℃を超えると鋳造組織中の融点が低い部分が脆弱となり、熱間圧延で割れが生じる恐れがある。上記温度範囲での加熱保持時間は１.５時間以上とすることがより効果的であり、２時間以上とすることが更に効果的である。経済性を考慮し、上記温度域での鋳片加熱時間は５時間以下の範囲で設定することが望ましい。
［熱間圧延］
熱間圧延では、最終パスの圧延温度を８００℃以上とする。各圧延パスの温度は、その圧延パスでワークロールから出た直後の材料の表面温度によって表すことができる。最終パスでの圧延を終えた後には、できるだけ速やかに強制冷却を開始し、７００℃から６００℃までの平均冷却速度が４０℃／ｓ以上となる条件で冷却する。このような条件で熱間圧延行程を終了することにより、不要な析出を抑えた熱間圧延材を得ることができ、それが後述の第２時効処理工程での粒界析出抑制、すなわち前述の「面積０.１μｍ２以上の析出物の面積率」の顕著な低減に極めて有効であることがわかった。量産現場の操業において８００℃以上の最終パス圧延温度を安定して実現する観点から、熱間圧延後の板厚（仕上板厚）は例えば５～１５ｍｍの範囲とすることが好ましく、７～１５ｍｍの範囲とすることがより好ましい。
熱間圧延では、最終パスの圧延温度を８００℃以上とする。各圧延パスの温度は、その圧延パスでワークロールから出た直後の材料の表面温度によって表すことができる。最終パスでの圧延を終えた後には、できるだけ速やかに強制冷却を開始し、７００℃から６００℃までの平均冷却速度が４０℃／ｓ以上となる条件で冷却する。このような条件で熱間圧延行程を終了することにより、不要な析出を抑えた熱間圧延材を得ることができ、それが後述の第２時効処理工程での粒界析出抑制、すなわち前述の「面積０.１μｍ２以上の析出物の面積率」の顕著な低減に極めて有効であることがわかった。量産現場の操業において８００℃以上の最終パス圧延温度を安定して実現する観点から、熱間圧延後の板厚（仕上板厚）は例えば５～１５ｍｍの範囲とすることが好ましく、７～１５ｍｍの範囲とすることがより好ましい。
熱間圧延後の強制冷却手段としては水冷が一般的であり、例えば特許文献２にも、Ｃｕ－Ｎｉ－Ａｌ系銅合金の熱間圧延後に「水冷などにより急冷することが好ましい」と記載されている（段落００３３）。本発明においても水冷を採用することができる。ただし、量産現場で行われている通常の熱間圧延では、例えば板厚５～１５ｍｍといった比較的厚い熱延板の板幅全体において上記の速い冷却速度に厳密にコントロールすることは設備上の制約もあり必ずしも容易ではなく、通常の水冷による「急冷」では、本発明で必要とする冷却速度は得られていなかった。特許文献２の技術においても上記のような速い冷却速度への厳密なコントロールは必要とされていない。水冷能力を増強した設備を使用することにより、８００℃以上という高い最終パス圧延温度と、４０℃／ｓ以上という速い冷却速度の両立が可能となる。
［冷間圧延］
溶体化処理の前に、冷間圧延を施し、板厚を調整しておくことができる。必要に応じて「中間焼鈍→冷間圧延」の工程を１回または複数回加えてもよい。溶体化処理前に行う冷間圧延での圧延率（中間焼鈍を行う場合は最後の中間焼鈍後の冷間圧延での圧延率）は例えば５０％以上とすることができる。圧延率の上限は、ミルの能力に応じて、例えば９９.５％以下の範囲で設定すればよい。
溶体化処理の前に、冷間圧延を施し、板厚を調整しておくことができる。必要に応じて「中間焼鈍→冷間圧延」の工程を１回または複数回加えてもよい。溶体化処理前に行う冷間圧延での圧延率（中間焼鈍を行う場合は最後の中間焼鈍後の冷間圧延での圧延率）は例えば５０％以上とすることができる。圧延率の上限は、ミルの能力に応じて、例えば９９.５％以下の範囲で設定すればよい。
［溶体化処理］
溶体化処理は、時効処理前にＮｉ－Ａｌ系の第二相を十分に固溶させること（溶体化）が主目的である。本発明では一般的なＣｕ－Ｎｉ－Ａｌ系銅合金の溶体化処理温度（８００～９００℃程度）よりも高温に加熱する。具体的には、９５０～１１００℃の温度域に材料が保持される時間を３０～３６０秒とする。このような高温域に加熱すると、保持時間が上記のように短くても第二相を十分に固溶させることができる。特許文献２の技術においても同様の高温域で短時間の溶体化処理を施す手法を採用している、ただし、本発明ではこの溶体化処理を、材料に１０.０～２０.０Ｎ／ｍｍ２の高い張力が付与された状態で行う。この溶体化処理条件に従うことが、疲労特性の顕著な向上効果を安定的に得る上で極めて有効であることがわかった。そのメカニズムについては現時点で必ずしも明確ではないが、高い張力付与下での高温短時間の溶体化処理によって、適度に歪が付与された再結晶組織が形成されると考えられ、その結晶粒内の歪が時効析出の起点サイトとして機能して結晶粒内での微細析出が促進され、その結果、粒界反応が抑制されて疲労特性が向上するのではないかと推察される。この張力が低すぎても高すぎても、粒界析出物の量が多くなって「面積０.１μｍ２以上の析出物の面積率」が増加し、疲労特性の顕著な向上は実現できないことから、発明者らは溶体化処理での適度な歪の導入が粒内析出の核として機能するものと考えている。
溶体化処理は、時効処理前にＮｉ－Ａｌ系の第二相を十分に固溶させること（溶体化）が主目的である。本発明では一般的なＣｕ－Ｎｉ－Ａｌ系銅合金の溶体化処理温度（８００～９００℃程度）よりも高温に加熱する。具体的には、９５０～１１００℃の温度域に材料が保持される時間を３０～３６０秒とする。このような高温域に加熱すると、保持時間が上記のように短くても第二相を十分に固溶させることができる。特許文献２の技術においても同様の高温域で短時間の溶体化処理を施す手法を採用している、ただし、本発明ではこの溶体化処理を、材料に１０.０～２０.０Ｎ／ｍｍ２の高い張力が付与された状態で行う。この溶体化処理条件に従うことが、疲労特性の顕著な向上効果を安定的に得る上で極めて有効であることがわかった。そのメカニズムについては現時点で必ずしも明確ではないが、高い張力付与下での高温短時間の溶体化処理によって、適度に歪が付与された再結晶組織が形成されると考えられ、その結晶粒内の歪が時効析出の起点サイトとして機能して結晶粒内での微細析出が促進され、その結果、粒界反応が抑制されて疲労特性が向上するのではないかと推察される。この張力が低すぎても高すぎても、粒界析出物の量が多くなって「面積０.１μｍ２以上の析出物の面積率」が増加し、疲労特性の顕著な向上は実現できないことから、発明者らは溶体化処理での適度な歪の導入が粒内析出の核として機能するものと考えている。
張力は、例えば連続熱処理炉を通板させながら加熱ゾーンの両端にあるブライドルロールの駆動力によって制御することができる。張力の方向は圧延方向となる。溶体化処理に引き続き第１時効処理に供するが、第１時効処理は溶体化処理の冷却過程において行うことも可能である。溶体化処理後に常温付近まで冷却する場合は、例えば９００℃から３００℃までの平均冷却速度が１００℃／ｓ以上となるように急冷することが好ましい。
［第１時効処理］
溶体化処理後には冷間圧延による加工歪を付与することなく、直接第１時効処理に供する。第１時効処理は７００～９００℃で１０～３００秒保持する条件で行う。張力付与下での溶体化処理によって上述のように歪が付与された再結晶組織が得られていると考えられる。そのような組織状態に前記条件の加熱を施すと、結晶粒内に連続析出の核が多数形成され、それが結果的に第２時効処理での粒界析出物の生成を抑制する上で有効に機能するものと推察される。第１時効処理の加熱保持後には７００℃から６００℃までの平均冷却速度が７０℃／ｓ以上となる条件で冷却することが好ましい。第１時効処理は短時間であるため、連続熱処理炉にて行うことが効率的である。
溶体化処理後には冷間圧延による加工歪を付与することなく、直接第１時効処理に供する。第１時効処理は７００～９００℃で１０～３００秒保持する条件で行う。張力付与下での溶体化処理によって上述のように歪が付与された再結晶組織が得られていると考えられる。そのような組織状態に前記条件の加熱を施すと、結晶粒内に連続析出の核が多数形成され、それが結果的に第２時効処理での粒界析出物の生成を抑制する上で有効に機能するものと推察される。第１時効処理の加熱保持後には７００℃から６００℃までの平均冷却速度が７０℃／ｓ以上となる条件で冷却することが好ましい。第１時効処理は短時間であるため、連続熱処理炉にて行うことが効率的である。
［時効間冷間圧延］
第１時効処理と第２時効処理の間に冷間圧延を施す。この冷間圧延を本明細書では「時効間冷間圧延」と呼んでいる。この冷間圧延は、最終的な板厚を得るための最後の冷間圧延とすることができる。例えば板厚０.０３～０.５ｍｍに仕上げることが好ましい。時効間冷間圧延での圧延率は５～５０％の範囲とする必要があり、５～４０％の範囲とすることがより好ましい。第１時効処理を終えた材料に対して、この比較的軽度の冷間圧延を施すことによって、加工歪（すなわち転位）が適度に導入され、第２時効処理で結晶粒内の連続析出が促進される。時効間冷間圧延の圧延率が高すぎると粒界析出物の多い組織状態となり、疲労特性の顕著な改善は望めない。
第１時効処理と第２時効処理の間に冷間圧延を施す。この冷間圧延を本明細書では「時効間冷間圧延」と呼んでいる。この冷間圧延は、最終的な板厚を得るための最後の冷間圧延とすることができる。例えば板厚０.０３～０.５ｍｍに仕上げることが好ましい。時効間冷間圧延での圧延率は５～５０％の範囲とする必要があり、５～４０％の範囲とすることがより好ましい。第１時効処理を終えた材料に対して、この比較的軽度の冷間圧延を施すことによって、加工歪（すなわち転位）が適度に導入され、第２時効処理で結晶粒内の連続析出が促進される。時効間冷間圧延の圧延率が高すぎると粒界析出物の多い組織状態となり、疲労特性の顕著な改善は望めない。
［第２時効処理］
次いで最終的な時効処理として「第２時効処理」を施す。第２時効処理は、上記の時効間冷間圧延を終えた組織状態の材料に対し、４００～６２０℃で０.５～７５時間保持する条件範囲内で行う。この条件範囲内において、目的とする強度レベルに応じて、ビッカース硬さが２７０ＨＶ以上となる時効条件を設定することができる。第２時効処理によって結晶粒内に微細析出物が分散した組織が得られ、高強度化が実現する。同時に粒界析出物の生成は顕著に抑制され「面積０.１μｍ２以上の析出物の面積率」が少ない組織状態となり、疲労特性の顕著な改善効果が安定して得られる。第２時効処理はバッチ式熱処理炉を使用して窒素雰囲気下で行うことが望ましい。
次いで最終的な時効処理として「第２時効処理」を施す。第２時効処理は、上記の時効間冷間圧延を終えた組織状態の材料に対し、４００～６２０℃で０.５～７５時間保持する条件範囲内で行う。この条件範囲内において、目的とする強度レベルに応じて、ビッカース硬さが２７０ＨＶ以上となる時効条件を設定することができる。第２時効処理によって結晶粒内に微細析出物が分散した組織が得られ、高強度化が実現する。同時に粒界析出物の生成は顕著に抑制され「面積０.１μｍ２以上の析出物の面積率」が少ない組織状態となり、疲労特性の顕著な改善効果が安定して得られる。第２時効処理はバッチ式熱処理炉を使用して窒素雰囲気下で行うことが望ましい。
以上のようにして得られた本発明に従う板材を素材として、プレス成形加工や曲げ加工を含む加工を施し、耐久性の高い導電ばね部材を得ることができる。
表１に示す化学組成の銅合金を溶製し、縦型半連続鋳造機を用いて鋳造した。得られた鋳片を表２、表３に示す温度、時間で加熱保持したのち抽出して、熱間圧延を施し、水冷した。トータルの熱間圧延率は８５～９５％である。最終パスの圧延温度、７００℃から６００℃までの平均冷却速度および熱間圧延後の仕上板厚は表２、表３中に示してある。熱間圧延後の水冷では板幅全体にわたって十分な冷却速度が得られるよう、水量を増強した冷却設備を使用した。７００℃から６００℃までの平均冷却速度は水冷開始直前の板表面温度Ｔ０（℃）および水冷終了直後の板表面温度Ｔ１（℃）を測定し、その間の経過時間ｔ（ｓ）から算出した。各例においてＴ０が７００℃以上であり、Ｔ１が６００℃以下であり、かつ水冷終了後に板厚中央部からの復熱による表面温度の上昇が見られないことが確認された。そこで、（Ｔ０－Ｔ１）／ｔの算出値を５℃刻みで繰り下げ処理した値（例えば算出値６８℃／ｓであれば６５℃／ｓに換算した値）を、７００℃から６００℃までの平均冷却速度として表２、表３中に記載した。この値が４０℃／ｓ以上であれば、冷却中に７００℃から６００℃まで少なくとも平均冷却速度４０℃／ｓ以上の冷却速度が確保されたと見なすことができる。
熱間圧延で割れが生じた一部の例（Ｎｏ.３７～３９）では、その時点で製造を中止した。熱間圧延後、表層の酸化層を機械研磨により除去（面削）し、表２、表３に示す板厚まで冷間圧延を施した。Ｎｏ.４７では、この冷間圧延工程の途中で６７５℃×１０時間の中間焼鈍を入れた。それ以外は中間焼鈍なしのストレート圧延である。得られた各冷間圧延材に連続式の焼鈍炉を用いて溶体化処理を施した。溶体化処理は、炉内通板中の板に所定の張力を付与しながら表２、表３に示す条件で行った。張力は加熱ゾーンの入り側および出側にあるブライドルロールの駆動力によってコントロールした。加熱後の冷却は、９００℃から３００℃までの平均冷却速度が１００℃／ｓ以上となる条件での水冷とした。溶体化処理後には、一部の例（Ｎｏ.３５、４７、４８）を除き、冷間圧延歪を加えることなく直接、後述の第１時効処理を施した。Ｎｏ.３５、４８では溶体化処理後に板厚０.１ｍｍまで最終的な冷間圧延を施したのち第１時効処理に供した。Ｎｏ.４７では溶体化処理後に板厚０.１ｍｍまで最終的な冷間圧延を施したのち直接、後述の第２時効処理に相当する最終的な時効処理に供した。上記一部の例において溶体化処理直後に実施した冷間圧延を「時効前冷間圧延」として表中に記載してある。
第１時効処理では、連続式の焼鈍炉を用いて表２、表３に記載の温度で同表に記載の時間保持したのち、７００℃から６００℃までの平均冷却速度が同表に記載の値となる条件で水冷した。次いで、一部の例（Ｎｏ.３５、４８）を除き、表２、表３に記載の圧延率で同表に記載の最終板厚まで最終的な冷間圧延を施した。この冷間圧延は第１、第２の時効処理の間で行うことから本明細書では「時効間冷間圧延」と呼んでいる。Ｎｏ.３５、４８では時効間冷間圧延を行っていない。
次いで、一部の例（Ｎｏ.３５、４７、４８）を除き時効間冷間圧延後の板材に対して、最終的な時効処理である「第２時効処理」を施した。Ｎｏ.３５、４８では第１時効処理後の板材を直接、第２時効処理に供した。またＮｏ.４７では時効前冷間圧延後の板材を直接、最終的な時効処理に供した。これらの最終的な時効処理はバッチ式の焼鈍炉を用いて表２、表３の「第２時効処理」の欄に記載の温度で同表に記載の時間保持する条件にて行った。窒素雰囲気で実施し、冷却は空冷とした。このようにして、表２、表３に示す最終板厚の板材製品（供試材）を得た。各供試材について以下の調査を行った。
（面積０.１μｍ２以上の析出物の面積率）
上掲の「面積０.１μｍ２以上の析出物の面積率の求め方」に従い、電解研磨および超音波洗浄により調製した観察面をＦＥ－ＳＥＭ（日本電子株式会社製；ＪＳＭ－７２００Ｆ）により加速電圧１５ｋＶ、照射電流１４で観察し、無作為に設定した重複しない異なる５視野について観察画像を得た。なお画像サイズは、１２８０ピクセル×９６０ピクセルで保存を行った。上記電解研磨は、ＢＵＥＨＬＥＲ社製の電解研磨装置（ＥｌｅｃｔｒｏＭｅｔ ４）を用いて行った。上記超音波洗浄は、超音波洗浄機「ＢＲＡＮＳＯＮＩＣ Ｍ２８００－Ｊ」を用いて２０分間行った。画像解析ソフトウェアとしてＩｍａｇｅ Ｊ（アメリカ国立衛生研究所 （ＮＩＨ）、Ｖｅｒｓｉｏｎ １.５２ａ）を使用した。同ソフトウェアによる解析条件は、Ａｎａｌｙｚｅ、Ｓｅｔ Ｓｃａｌｅを順次選択して表示される「Ｓｅｔ Ｓｃａｌｅ」画面において、撮影したＦＥ－ＳＥＭ像のスケールバー長さのピクセル数を測定し、Ｄｉｓｔａｎｃｅ ｉｎ ｐｉｘｅｌｓに入力する。続いて、スケールバーの長さ（μｍ）をＫｎｏｗｎ ｄｉｓｔａｎｃｅに入力し、Ｐｉｘｅｌ ａｓｐｅｃｔ ｒａｔｉｏを１.０に、Ｕｎｉｔ ｏｆ ｌｅｎｇｔｈをμｍとし、ソフトウェア上で析出物のサイズを認識できるように設定する。その後、「Ｒｅｓｉｚｅ Ｉｍａｇｅ Ｃａｎｖａｓ」画面において、Ｗｉｄｔｈを１２８０ピクセル、Ｈｅｉｇｈｔを９５０ピクセル、ＰｏｓｉｔｉｏｎをＴｏｐ－Ｃｅｎｔｅｒに設定し、スケールバーの部分を除いたＦＥ－ＳＥＭイメージ部分の画像を表示させる。このスケールの設定とスケールバー表示部分の削除を行ったのち、Ｉｍａｇｅ、Ａｄｊｕｓｔ、Ｔｈｒｅｓｈｏｌｄを順次選択して表示される「Ｔｈｒｅｓｈｏｌｄ」画面において、しきい値の上限を２５５、下限をピクセルの個数割合が５％に最も近くなる値に設定した。図１に「Ｔｈｒｅｓｈｏｌｄ」画面を例示する。具体的には図１中のＰの箇所のしきい値上限を２５５とし、Ｑの箇所に表示される値が５％に最も近くなるようにしきい値下限を設定した。その後、同ソフトウェアの「Ａｎａｌｙｚｅ Ｐａｒｔｉｃｌｅｓ」画面において、１つの独立した析出物領域の面積が０.１μｍ２未満であるものを除くための条件としてＳｉｚｅを「０.１０－Ｉｎｆｉｎｉｔｙ」に設定する。さらにＣｉｒｃｕｌａｒｉｔｙを０.００－１.００、ＳｈｏｗをＭＡＳＫとし、Ｄｉｓｐｌａｙ ｒｅｓｕｌｔｓ、Ｃｌｅａｒ ｒｅｓｕｌｔｓ、Ｓｕｍｍａｒｉｚｅ、Ｉｎｃｌｕｄｅ ｈｏｌｅｓの項目のみにそれぞれチェックを付した条件に設定して、粒子解析を行い、その視野についての面積０.１μｍ２以上の析出物の面積率Ａを定めた。この操作を５つの視野について行い、各視野の析出物面積率Ａの相加平均値を求め、これを当該板材の「面積０.１μｍ２以上の析出物の面積率（％）」とした。
上掲の「面積０.１μｍ２以上の析出物の面積率の求め方」に従い、電解研磨および超音波洗浄により調製した観察面をＦＥ－ＳＥＭ（日本電子株式会社製；ＪＳＭ－７２００Ｆ）により加速電圧１５ｋＶ、照射電流１４で観察し、無作為に設定した重複しない異なる５視野について観察画像を得た。なお画像サイズは、１２８０ピクセル×９６０ピクセルで保存を行った。上記電解研磨は、ＢＵＥＨＬＥＲ社製の電解研磨装置（ＥｌｅｃｔｒｏＭｅｔ ４）を用いて行った。上記超音波洗浄は、超音波洗浄機「ＢＲＡＮＳＯＮＩＣ Ｍ２８００－Ｊ」を用いて２０分間行った。画像解析ソフトウェアとしてＩｍａｇｅ Ｊ（アメリカ国立衛生研究所 （ＮＩＨ）、Ｖｅｒｓｉｏｎ １.５２ａ）を使用した。同ソフトウェアによる解析条件は、Ａｎａｌｙｚｅ、Ｓｅｔ Ｓｃａｌｅを順次選択して表示される「Ｓｅｔ Ｓｃａｌｅ」画面において、撮影したＦＥ－ＳＥＭ像のスケールバー長さのピクセル数を測定し、Ｄｉｓｔａｎｃｅ ｉｎ ｐｉｘｅｌｓに入力する。続いて、スケールバーの長さ（μｍ）をＫｎｏｗｎ ｄｉｓｔａｎｃｅに入力し、Ｐｉｘｅｌ ａｓｐｅｃｔ ｒａｔｉｏを１.０に、Ｕｎｉｔ ｏｆ ｌｅｎｇｔｈをμｍとし、ソフトウェア上で析出物のサイズを認識できるように設定する。その後、「Ｒｅｓｉｚｅ Ｉｍａｇｅ Ｃａｎｖａｓ」画面において、Ｗｉｄｔｈを１２８０ピクセル、Ｈｅｉｇｈｔを９５０ピクセル、ＰｏｓｉｔｉｏｎをＴｏｐ－Ｃｅｎｔｅｒに設定し、スケールバーの部分を除いたＦＥ－ＳＥＭイメージ部分の画像を表示させる。このスケールの設定とスケールバー表示部分の削除を行ったのち、Ｉｍａｇｅ、Ａｄｊｕｓｔ、Ｔｈｒｅｓｈｏｌｄを順次選択して表示される「Ｔｈｒｅｓｈｏｌｄ」画面において、しきい値の上限を２５５、下限をピクセルの個数割合が５％に最も近くなる値に設定した。図１に「Ｔｈｒｅｓｈｏｌｄ」画面を例示する。具体的には図１中のＰの箇所のしきい値上限を２５５とし、Ｑの箇所に表示される値が５％に最も近くなるようにしきい値下限を設定した。その後、同ソフトウェアの「Ａｎａｌｙｚｅ Ｐａｒｔｉｃｌｅｓ」画面において、１つの独立した析出物領域の面積が０.１μｍ２未満であるものを除くための条件としてＳｉｚｅを「０.１０－Ｉｎｆｉｎｉｔｙ」に設定する。さらにＣｉｒｃｕｌａｒｉｔｙを０.００－１.００、ＳｈｏｗをＭＡＳＫとし、Ｄｉｓｐｌａｙ ｒｅｓｕｌｔｓ、Ｃｌｅａｒ ｒｅｓｕｌｔｓ、Ｓｕｍｍａｒｉｚｅ、Ｉｎｃｌｕｄｅ ｈｏｌｅｓの項目のみにそれぞれチェックを付した条件に設定して、粒子解析を行い、その視野についての面積０.１μｍ２以上の析出物の面積率Ａを定めた。この操作を５つの視野について行い、各視野の析出物面積率Ａの相加平均値を求め、これを当該板材の「面積０.１μｍ２以上の析出物の面積率（％）」とした。
参考のため、図２、図３に、倍率２０００倍のＦＥ－ＳＥＭ観察画像（上段）と、それを画像処理して得られた「面積０.１μｍ２以上の析出物」の存在箇所を表すマッピング画像（下段）を例示する。図２は比較例Ｎｏ.３５、図３は本発明例Ｎｏ.６である。ＦＥ－ＳＥＭ観察画像の下部に示されている白のスケールバーの長さが１０μｍに相当する。
（粗大析出物粒子の個数密度）
上掲の「粗大析出物粒子の個数密度の求め方」に従い、電解研磨および超音波洗浄により調製した観察面をＦＥ－ＳＥＭにより観察し、長径１.０μｍ以上の粗大析出物粒子の個数密度を求めた。上記電解研磨は、ＢＵＥＨＬＥＲ社製の電解研磨装置（ＥｌｅｃｔｒｏＭｅｔ ４）を用いて行った。上記超音波洗浄は、超音波洗浄機「ＢＲＡＮＳＯＮＩＣ Ｍ２８００－Ｊ」を用いて２０分間行った。
上掲の「粗大析出物粒子の個数密度の求め方」に従い、電解研磨および超音波洗浄により調製した観察面をＦＥ－ＳＥＭにより観察し、長径１.０μｍ以上の粗大析出物粒子の個数密度を求めた。上記電解研磨は、ＢＵＥＨＬＥＲ社製の電解研磨装置（ＥｌｅｃｔｒｏＭｅｔ ４）を用いて行った。上記超音波洗浄は、超音波洗浄機「ＢＲＡＮＳＯＮＩＣ Ｍ２８００－Ｊ」を用いて２０分間行った。
（微細析出物粒子の個数密度）
上掲の「微細析出物粒子の個数密度の求め方」に従い、電解研磨および超音波洗浄により調製した観察面をＦＥ－ＳＥＭ（日本電子株式会社製；ＪＳＭ－７２００Ｆ）で観察し、長径が５～５０ｎｍである微細第二相粒子の個数密度（個／ｍｍ２）を求めた。上記電解研磨は、ＢＵＥＨＬＥＲ社製の電解研磨装置（ＥｌｅｃｔｒｏＭｅｔ ４）を用いて行った。上記超音波洗浄は、超音波洗浄機「ＢＲＡＮＳＯＮＩＣ Ｍ２８００－Ｊ」を用いて２０分間行った。
上掲の「微細析出物粒子の個数密度の求め方」に従い、電解研磨および超音波洗浄により調製した観察面をＦＥ－ＳＥＭ（日本電子株式会社製；ＪＳＭ－７２００Ｆ）で観察し、長径が５～５０ｎｍである微細第二相粒子の個数密度（個／ｍｍ２）を求めた。上記電解研磨は、ＢＵＥＨＬＥＲ社製の電解研磨装置（ＥｌｅｃｔｒｏＭｅｔ ４）を用いて行った。上記超音波洗浄は、超音波洗浄機「ＢＲＡＮＳＯＮＩＣ Ｍ２８００－Ｊ」を用いて２０分間行った。
（疲労強度）
幅方向が圧延方向、長手方向が圧延直角方向である幅３ｍｍ、長さ１５～２５ｍｍの試験片（穴あけなし）を用いて、疲労試験装置（日本テクノプラス株式会社製；ＲＦ－ＲＴ）により共振法での疲労試験を行った。振幅を測定するレーザースポットの位置は試験片の端部から１ｍｍの位置とした。ヤング率が初期（試験前）のヤング率の９８％となったときに材料が「疲労」したと判断した。２０ＭＰａ刻みの種々の応力でそれぞれ測定を行い、１０７回で疲労が生じない最大応力を疲労強度（ＭＰａ）とした。この操作を１つの供試材で５回実施し、５回の疲労強度の平均値（１の位は四捨五入）を当該供試材の疲労強度として採用した。この疲労強度が２００ＭＰａ以上であるものは高強度Ｃｕ－Ｎｉ－Ａｌ合金の板材として非常に優れた疲労特性を有すると評価される。なお、ヤング率は、当該板材から採取した長手方向が圧延並行方向であるＪＩＳ ５号引張試験片についてＪＩＳＺ ２２４１：２０１１に基づきクロスヘッド変位速度ｖｃが０.０２ｍｍ／ｓである引張試験を行って０.１秒毎にひずみと応力の値を記録し、応力が１００ＭＰａから４００ＭＰａまでの間で記録されたひずみと応力の全データを用いて応力－ひずみ直交座標系における回帰直線を最小二乗法により定めたときの、当該回帰直線の傾きとした。
幅方向が圧延方向、長手方向が圧延直角方向である幅３ｍｍ、長さ１５～２５ｍｍの試験片（穴あけなし）を用いて、疲労試験装置（日本テクノプラス株式会社製；ＲＦ－ＲＴ）により共振法での疲労試験を行った。振幅を測定するレーザースポットの位置は試験片の端部から１ｍｍの位置とした。ヤング率が初期（試験前）のヤング率の９８％となったときに材料が「疲労」したと判断した。２０ＭＰａ刻みの種々の応力でそれぞれ測定を行い、１０７回で疲労が生じない最大応力を疲労強度（ＭＰａ）とした。この操作を１つの供試材で５回実施し、５回の疲労強度の平均値（１の位は四捨五入）を当該供試材の疲労強度として採用した。この疲労強度が２００ＭＰａ以上であるものは高強度Ｃｕ－Ｎｉ－Ａｌ合金の板材として非常に優れた疲労特性を有すると評価される。なお、ヤング率は、当該板材から採取した長手方向が圧延並行方向であるＪＩＳ ５号引張試験片についてＪＩＳＺ ２２４１：２０１１に基づきクロスヘッド変位速度ｖｃが０.０２ｍｍ／ｓである引張試験を行って０.１秒毎にひずみと応力の値を記録し、応力が１００ＭＰａから４００ＭＰａまでの間で記録されたひずみと応力の全データを用いて応力－ひずみ直交座標系における回帰直線を最小二乗法により定めたときの、当該回帰直線の傾きとした。
（硬さ）
板面のビッカース硬さをＪＩＳ Ｚ２２４４：２００９に準拠する方法で測定した。形成されるくぼみ（圧痕）の対角線長さｄ１とｄ２の平均値ｄ（ｍｍ）が試料板厚の２／３以下となる試験力Ｆ（Ｎ）で７点測定し、最大値および最小値を除いた５点の平均値を当該供試材の硬さとして採用した。
板面のビッカース硬さをＪＩＳ Ｚ２２４４：２００９に準拠する方法で測定した。形成されるくぼみ（圧痕）の対角線長さｄ１とｄ２の平均値ｄ（ｍｍ）が試料板厚の２／３以下となる試験力Ｆ（Ｎ）で７点測定し、最大値および最小値を除いた５点の平均値を当該供試材の硬さとして採用した。
（引張強さ）
各供試材から圧延直角方向（ＴＤ）の引張試験片（ＪＩＳ ５号）を採取し、試験数Ｎ＝３でＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠した引張試験行い、引張強さを測定した。Ｎ＝３の平均値を当該供試材の成績値とした。
各供試材から圧延直角方向（ＴＤ）の引張試験片（ＪＩＳ ５号）を採取し、試験数Ｎ＝３でＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠した引張試験行い、引張強さを測定した。Ｎ＝３の平均値を当該供試材の成績値とした。
（耐変色性）
供試材から幅１０ｍｍ×長さ６５ｍｍのサンプルを採取し、板面（圧延面）を番手１２００（ＪＩＳ Ｒ６０１０：２０００に規定される粒度Ｐ１２００）の研磨紙により乾式研磨したのち、エタノールを浸透させたキムワイプ（登録商標）で研磨粉を拭き取り除去し、乾燥させることにより、耐候性試験片を作製した。耐候性試験は、試験片を温度５０℃、相対湿度９５％の雰囲気中に２４時間暴露する方法で行った。耐候性試験の前および後の試験片表面について、それぞれＬ＊ａ＊ｂ＊を測定し、ＪＩＳ Ｚ８７３０：２００９に規定されるＬ＊ａ＊ｂ＊表示色による色差ΔＥ＊ ａｂを求めた。この色差ΔＥ＊ ａｂが５.０未満であるものは導電ばね部材として良好な耐変色性を有すると判断できる。したがって、色差ΔＥ＊ ａｂが５.０未満であるものを合格（耐変色性；良好）と判定した。なお、参考のため、無酸素銅（Ｃ１０２０）、７０－３０黄銅（Ｃ２６００）、ネパール黄銅（Ｃ４６２２）の各板材についても同条件で耐候性試験を実施した。その結果、色差ΔＥ＊ ａｂは、無酸素銅が１１.０、７０－３０黄銅が１０.５、ネパール黄銅が１０.７であった。
これらの調査結果を表４、表５に示す。
供試材から幅１０ｍｍ×長さ６５ｍｍのサンプルを採取し、板面（圧延面）を番手１２００（ＪＩＳ Ｒ６０１０：２０００に規定される粒度Ｐ１２００）の研磨紙により乾式研磨したのち、エタノールを浸透させたキムワイプ（登録商標）で研磨粉を拭き取り除去し、乾燥させることにより、耐候性試験片を作製した。耐候性試験は、試験片を温度５０℃、相対湿度９５％の雰囲気中に２４時間暴露する方法で行った。耐候性試験の前および後の試験片表面について、それぞれＬ＊ａ＊ｂ＊を測定し、ＪＩＳ Ｚ８７３０：２００９に規定されるＬ＊ａ＊ｂ＊表示色による色差ΔＥ＊ ａｂを求めた。この色差ΔＥ＊ ａｂが５.０未満であるものは導電ばね部材として良好な耐変色性を有すると判断できる。したがって、色差ΔＥ＊ ａｂが５.０未満であるものを合格（耐変色性；良好）と判定した。なお、参考のため、無酸素銅（Ｃ１０２０）、７０－３０黄銅（Ｃ２６００）、ネパール黄銅（Ｃ４６２２）の各板材についても同条件で耐候性試験を実施した。その結果、色差ΔＥ＊ ａｂは、無酸素銅が１１.０、７０－３０黄銅が１０.５、ネパール黄銅が１０.７であった。
これらの調査結果を表４、表５に示す。
本発明例のＣｕ－Ｎｉ－Ａｌ系銅合金板材はいずれも、強度、疲労特性、耐変色性に優れる。このうちＮｏ.１３はＮｉ／Ａｌが比較的高い組成において時効処理時間を比較的長くしたことにより、他の発明例よりも結晶粒内の粗大析出物が多い金属組織となった。しかし、面積０.１μｍ２以上の析出物の面積率は低く抑えられており、比較例のものに比べ疲労特性の顕著な改善が認められた。
比較例のうち、Ｎｏ.３１～３６、４１～４８は、本発明の規定を満たす化学組成の銅合金について、本発明で規定する製造条件を外れる製造工程により板材を製造した例である。具体的には、Ｎｏ.３１は鋳片加熱温度が低かった。Ｎｏ.３２は熱間圧延最終パスでの圧延温度が低かった。Ｎｏ.３３は溶体化処理温度が低かった。Ｎｏ.３４は熱間圧延最終パス後の７００℃から６００℃までの平均冷却速度が小さかった。Ｎｏ.３５は最終冷間圧延を溶体化処理と第１時効処理の間で行った。Ｎｏ.３６は第１時効処理の時間が短かった。Ｎｏ.４１は溶体化処理を従来一般的な低い張力レベルで行った。Ｎｏ.４２は時効間冷間圧延での圧延率が高かった。Ｎｏ.４３は溶体化処理時の張力が高かった。Ｎｏ.４４は第１時効処理の温度が高かった。Ｎｏ.４５は第１時効処理の温度が低かった。Ｎｏ.４６は第１時効処理の時間が長かった。Ｎｏ.４７は熱間圧延最終パス後の７００℃から６００℃までの平均冷却速度が小さく、中間焼鈍を入れた冷間圧延工程の後に、従来一般的な低い張力レベルで溶体化処理を行い、第１時効処理に相当する工程を実施しなかった。Ｎｏ.４８は熱間圧延最終パス後の７００℃から６００℃までの平均冷却速度が小さく、従来一般的な低い張力レベルでの溶体化処理と第１時効処理の間で最終冷間圧延を行った。これらの例ではいずれも粒界析出物が多く生成したことに起因して面積０.１μｍ２以上の析出物の面積率が大きい組織状態となり、疲労特性の改善は不十分であった。
Ｎｏ.３７～３９は熱間圧延で割れが生じたため、その時点で製造を中止した例である。このうち、Ｎｏ.３７は鋳片加熱温度が高すぎた。Ｎｏ.３８はＮｉ含有量が高すぎた。Ｎｏ.３９はＡｌ含有量が高すぎた。
Ｎｏ.４０は化学組成においてＡｌ含有量が低くＮｉ／Ａｌ比が高すぎたため、耐変色性に劣り、強度レベルも低かった。
Claims (7)
- 質量％で、Ｎｉ：１０.０～３０.０％、Ａｌ：１.００～６.５０％、Ａｇ：０～０.５０％、Ｂ：０～０.１０％、Ｃｏ：０～２.０％、Ｃｒ：０～０.５％、Ｆｅ：０～２.０％、Ｍｇ：０～２.０％、Ｍｎ：０～２.０％、Ｐ：０～０.２％、Ｓｉ：０～２.０％、Ｓｎ：０～２.０％、Ｔｉ：０～２.０％、Ｚｎ：０～２.０％、Ｚｒ：０～０.３％、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなり、かつ下記（１）式を満たす化学組成を有し、板面に平行な観察面において面積０.１μｍ２以上の析出物の面積率が２.０％以下であり、ビッカース硬さが２７０ＨＶ以上である銅合金板材。
Ｎｉ／Ａｌ≦９.０ …（１）
ここで、（１）式の元素記号の箇所には質量％で表される当該元素の含有量値が代入される。 - 板面に平行な観察面において長径１.０μｍ以上の粗大析出物粒子の個数密度が３.０×１０４個／ｍｍ２以下である、請求項１に記載の銅合金板材。
- 板面に平行な観察面において長径５～５０ｎｍの微細析出物粒子の個数密度が１.０×１０７個／ｍｍ２以上である、請求項１または２に記載の銅合金板材。
- 圧延直角方向の引張強さが９００ＭＰａ以上である、請求項１～３のいずれか１項に記載の銅合金板材。
- 質量％で、Ｎｉ：１０.０～３０.０％、Ａｌ：１.００～６.５０％、Ａｇ：０～０.５０％、Ｂ：０～０.１０％、Ｃｏ：０～２.０％、Ｃｒ：０～０.５％、Ｆｅ：０～２.０％、Ｍｇ：０～２.０％、Ｍｎ：０～２.０％、Ｐ：０～０.２％、Ｓｉ：０～２.０％、Ｓｎ：０～２.０％、Ｔｉ：０～２.０％、Ｚｎ：０～２.０％、Ｚｒ：０～０.３％、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなり、かつ下記（１）式を満たす化学組成の鋳片を、１０００～１１５０℃で加熱する工程（鋳片加熱工程）、
最終圧延パスでの圧延温度が８００℃以上となる条件で熱間圧延を行った後、７００℃から６００℃までの平均冷却速度が４０℃／ｓ以上となる条件で冷却する工程（熱間圧延工程）、
１０.０～２０.０Ｎ／ｍｍ２の張力を付与した状態で、９５０～１１００℃で３０～３６０秒保持する熱処理を施す工程（溶体化処理工程）、
前記溶体化処理工程後の板材に、７００～９００℃で１０～３００秒保持する熱処理を施す工程（第１時効処理工程）、
圧延率５～５０％以下の範囲で冷間圧延を施す工程（時効間冷間圧延工程）、
前記時効間冷間圧延工程後の板材に、４００～６２０℃で０.５～７５時間保持する熱処理を施す工程（第２時効処理工程）、
を含む製造工程により、板面に平行な観察面において面積０.１μｍ２以上の析出物の面積率が２.０％以下であり、ビッカース硬さが２７０ＨＶ以上である板材を得る、銅合金板材の製造方法。
Ｎｉ／Ａｌ≦９.０ …（１）
ここで、（１）式の元素記号の箇所には質量％で表される当該元素の含有量値が代入される。 - 熱間圧延工程と溶体化処理工程の間に、
圧延率５０％以上の冷間圧延を施す工程（冷間圧延工程）、
を含む、請求項５に記載の銅合金板材の製造方法。 - 請求項１～４のいずれか１項に記載の銅合金板材を材料に用いた導電ばね部材。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2020128528A JP7534883B2 (ja) | 2020-07-29 | 2020-07-29 | Ｃｕ－Ｎｉ－Ａｌ系銅合金板材、その製造方法および導電ばね部材 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2020128528A JP7534883B2 (ja) | 2020-07-29 | 2020-07-29 | Ｃｕ－Ｎｉ－Ａｌ系銅合金板材、その製造方法および導電ばね部材 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2022025611A JP2022025611A (ja) | 2022-02-10 |
| JP7534883B2 true JP7534883B2 (ja) | 2024-08-15 |
Family
ID=80264672
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2020128528A Active JP7534883B2 (ja) | 2020-07-29 | 2020-07-29 | Ｃｕ－Ｎｉ－Ａｌ系銅合金板材、その製造方法および導電ばね部材 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP7534883B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN114959523B (zh) * | 2022-04-15 | 2023-04-11 | 中国船舶重工集团公司第七二五研究所 | 一种紧固件用高强铜合金棒材及其制备方法 |
| CN121674774B (zh) * | 2026-02-10 | 2026-04-21 | 汕头华兴冶金设备股份有限公司 | 一种合金和其制备方法及其用途 |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2012081573A1 (ja) | 2010-12-13 | 2012-06-21 | 国立大学法人東北大学 | 銅合金及び銅合金の製造方法 |
| JP2019002042A (ja) | 2017-06-14 | 2019-01-10 | Ｄｏｗａメタルテック株式会社 | Ｃｕ−Ｎｉ−Ａｌ系銅合金板材および製造方法並びに導電ばね部材 |
| JP2020050923A (ja) | 2018-09-27 | 2020-04-02 | Ｄｏｗａメタルテック株式会社 | Ｃｕ−Ｎｉ−Ａｌ系銅合金板材およびその製造方法並びに導電ばね部材 |
| JP2020079436A (ja) | 2018-11-13 | 2020-05-28 | Ｄｏｗａメタルテック株式会社 | 高ヤング率Ｃｕ−Ｎｉ−Ａｌ系銅合金板材およびその製造方法並びに導電ばね部材 |
| JP2022027545A (ja) | 2020-07-29 | 2022-02-10 | Ｄｏｗａメタルテック株式会社 | Ｃｕ－Ｎｉ－Ａｌ系銅合金板材、その製造方法および導電ばね部材 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH01149946A (ja) * | 1987-12-04 | 1989-06-13 | Dowa Mining Co Ltd | 銅合金の製造方法 |
| JPH03130350A (ja) * | 1989-10-13 | 1991-06-04 | Kobe Steel Ltd | 曲げ加工性に優れる高力銅合金の製造方法 |
-
2020
- 2020-07-29 JP JP2020128528A patent/JP7534883B2/ja active Active
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2012081573A1 (ja) | 2010-12-13 | 2012-06-21 | 国立大学法人東北大学 | 銅合金及び銅合金の製造方法 |
| JP2019002042A (ja) | 2017-06-14 | 2019-01-10 | Ｄｏｗａメタルテック株式会社 | Ｃｕ−Ｎｉ−Ａｌ系銅合金板材および製造方法並びに導電ばね部材 |
| JP2020050923A (ja) | 2018-09-27 | 2020-04-02 | Ｄｏｗａメタルテック株式会社 | Ｃｕ−Ｎｉ−Ａｌ系銅合金板材およびその製造方法並びに導電ばね部材 |
| JP2020079436A (ja) | 2018-11-13 | 2020-05-28 | Ｄｏｗａメタルテック株式会社 | 高ヤング率Ｃｕ−Ｎｉ−Ａｌ系銅合金板材およびその製造方法並びに導電ばね部材 |
| JP2022027545A (ja) | 2020-07-29 | 2022-02-10 | Ｄｏｗａメタルテック株式会社 | Ｃｕ－Ｎｉ－Ａｌ系銅合金板材、その製造方法および導電ばね部材 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2022025611A (ja) | 2022-02-10 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4809935B2 (ja) | 低ヤング率を有する銅合金板材およびその製造法 | |
| US10294554B2 (en) | Copper alloy sheet material, connector, and method of producing a copper alloy sheet material | |
| JP7181768B2 (ja) | 高ヤング率Ｃｕ－Ｎｉ－Ａｌ系銅合金板材およびその製造方法並びに導電ばね部材 | |
| JP5156317B2 (ja) | 銅合金板材およびその製造法 | |
| JP6368518B2 (ja) | Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金板材およびその製造方法並びに通電部品 | |
| JP7202121B2 (ja) | Ｃｕ－Ｎｉ－Ａｌ系銅合金板材およびその製造方法並びに導電ばね部材 | |
| WO2011125554A1 (ja) | 電子材料用Ｃｕ－Ｎｉ－Ｓｉ－Ｃｏ系銅合金及びその製造方法 | |
| JP2009242890A (ja) | 電子材料用Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ−Ｃｏ系銅合金及びその製造方法 | |
| JP6317967B2 (ja) | Ｃｕ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金板材およびその製造方法並びに通電部品 | |
| US10294555B2 (en) | Copper alloy sheet material, connector, and method of producing a copper alloy sheet material | |
| JP3962751B2 (ja) | 曲げ加工性を備えた電気電子部品用銅合金板 | |
| JP7534883B2 (ja) | Ｃｕ－Ｎｉ－Ａｌ系銅合金板材、その製造方法および導電ばね部材 | |
| JP5011586B2 (ja) | 曲げ加工性と疲労特性を改善した銅合金板材及びその製法 | |
| CN111378869B (zh) | 一种连接器用细晶强化黄铜带材及其加工方法 | |
| JP2005089834A (ja) | 電熱線用チタン合金及びその製造方法 | |
| JP7038879B1 (ja) | Ｃｕ－Ｔｉ系銅合金板材、その製造方法、および通電部品 | |
| JP2023152264A (ja) | Ｃｕ－Ｔｉ系銅合金板材、その製造方法、通電部品および放熱部品 | |
| CN116891960A (zh) | Cu-Ti系铜合金板材、其制造方法、通电部件及散热部件 | |
| JP2022092418A (ja) | マルテンサイト系ステンレス鋼材およびその製造方法 | |
| JP4224859B2 (ja) | 耐応力緩和特性に優れた銅基合金 | |
| TWI918991B (zh) | Ｃｕ-Ｔｉ系銅合金板材、其製造方法、通電零件及散熱零件 | |
| JP2007231364A (ja) | 曲げ加工性に優れた高強度銅合金板材および製造法 | |
| JP2004143469A (ja) | 曲げ加工性に優れた高強度銅合金 | |
| TW202338108A (zh) | Ｃｕ－Ｔｉ系銅合金板材、其製造方法、通電零件及散熱零件 | |
| JP2024144012A (ja) | Ｃｕ－Ｔｉ－Ａｌ系銅合金板材、電子機器部品、通電部品および放熱部品 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20230530 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20240425 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20240507 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20240521 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20240716 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20240802 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 7534883 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |