JPH0841612A

JPH0841612A - 銅合金およびその製造方法

Info

Publication number: JPH0841612A
Application number: JP7098889A
Authority: JP
Inventors: Ronald N Caron; エヌ．キャロンロナルド; John F Breedis; エフ．ブリーディスジョン
Original assignee: Olin Corp
Current assignee: Olin Corp
Priority date: 1994-04-25
Filing date: 1995-04-24
Publication date: 1996-02-13
Anticipated expiration: 2021-08-02
Also published as: JP3803981B2; US5565045A; US5486244A; EP0681035A2; KR950032684A; KR100360131B1; US5601665A; CA2147585A1; EP0681035A3

Abstract

(57)【要約】【目的】Ｃｕ−Ｚｒ−Ｃｒ基合金であって、改良され
た曲げ成形性を有しながら、高強度、高導電性を兼備す
る銅合金。【構成】Ｃｒ，Ｚｒを含む銅基合金の特性を改良する
処理方法。プロセス１（１８，２０，２２，２４，２
６）の方法によると、高強度、高導電性を有する銅合金
が得られる。プロセス２（２８，３０，３２，３４，３
６，３８，４０，４２，４４，４６）の方法によると、
導電性の減少は最小限に抑えた状態において、さらに高
い強度を有する銅合金が得られる。プロセス３（５０，
５２，５４，５６，５８，６０，６２，６４）の方法に
よると、改良された曲げ成形性を有する銅合金が得られ
る。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は高強度および高導電性を
有する銅合金に係り、具体的に言えば、電気的および電
子的用途において有用なＣｕ−Ｚｒ−Ｃｒ基合金が曲げ
成形性改善のために処理される。曲げ成形性改善は、溶
体化熱処理工程の上流側に２以上の再結晶化焼鈍工程を
含ませることによって達成される。

【０００２】

【従来技術および発明が解決しようとする課題】コネク
タのような電気部品およびリードフレームのような電子
部品は、Ｃｕの高導電性を利用するためＣｕ合金から製
造される。Ｃ１０２００（最小でもＣｕの含有量が９
９．９５％である無酸素銅）のような純銅は、ばね質
（ｓｐｒｉｎｇｔｅｍｐｅｒ）降伏強度約３７ｋｇ／
ｍｍ²（５２ｋｓｉ）であり、これは部品が着脱に関連
する各種の力を受ける用途においては弱過ぎる。銅の強
度を増すために、広範囲の合金元素が銅に添加される。
しかしながら、殆んどの場合、合金添加によって得られ
る降伏強度の上昇は、得られる導電性が低下するという
結果によって効果が相殺される。

【０００３】本明細書中では、Ｃ１０２００のような合
金の記号表示は統一番号付与システムによっている。組
成百分率は特にことわらない限り重量百分率（％）で表
わす。

【０００４】電気的および電子的用途の場合、Ｃｕに
は、Ｚｒ、およびＺｒとＣｒの混合物が添加される。例
えば、銅合金Ｃ１５１００（公称成分：Ｚｒ０．０５〜
０．１５％、残部としてのＣｕ）はＩＡＣＳ９５％の導
電性を有する（ここで、ＩＡＣＳは国際焼鈍銅規格のこ
とであり、純銅はＩＡＣＳ１００％の導電性があるもの
と定義されている）。Ｃ１５１００は、ばね質降伏強度
４６ｋｇ／ｍｍ²（６６ｋｓｉ）を超えない。Ｃｕ−Ｚ
ｒ金属間相は、熱処理（析出硬化）後不連続な第２相と
して銅マトリクスから析出して合金強度を増大させる。
しかしながら、Ｃ１５１００の降伏強度は、現行のより
高強度が求められているコネクタおよび微小化された用
途におけるリードフレームに用いるには未だ低過ぎるも
のである。

【０００５】ＣｒとＺｒの混合物をＣｕに添加すること
でより高い強度が得られる。Ｃ１８１００（公称組成：
Ｃｒ０．４％〜１．２％、Ｚｒ０．０８％〜０．２％、
Ｍｇ０．０３％〜０．０６％、残部としてのＣｕ）は、
４７〜５０ｋｇ／ｍｍ²（６７〜７２ｋｓｉ）の降伏強
度でＩＡＣＳ８０％の導電性を有する。Ｃ１８１００の
導電性は許容できるものであるが、降伏強度は所望のも
のよりわずかに低い。またＣｕに対するＣｒの最大固溶
度（Ｃｕ／Ｃｒ２元合金の場合約０．６５％）を超える
Ｃｒ量の場合、大きな第２相の分散が発生し、表面品質
の悪化と、不均一な化学エッチング特性に帰着する。

【０００６】半導体装置の寿命を延ばすために高い熱放
散率を必要とするリードフレームおよび抵抗発熱が有害
となる高電流を搬送する電気コネクタの場合、ＩＡＣＳ
７０％を超える導電性と、約５６ｋｇ／ｍｍ²（８０ｋ
ｓｉ）を超える降伏強度を有することが望ましい。

【０００７】銅合金は、室温および上昇（最高２００℃
までの）使用温度の両温度において耐応力緩和特性が良
好でなければならない。金属ストリップに外部応力が加
えられると、反作用として大きさが等しく反対符号の内
部応力が金属に生じる。もしも、金属が歪を受けた状態
に保持されると、時間と温度の関数として内部応力が低
下する。応力緩和と称されるこの現象は、微細塑性流動
のために金属内の弾性歪が塑性歪すなわち永久歪に転換
されるために発生する。Ｃｕ基電気コネクタは、しばし
ばばね接点部材に成形されることが多いが、同部材は長
期間にわたって閾値を超える接触力を相手部材に作用さ
せ、その力を保持しなければならない。応力緩和が生じ
ると、接触力が閾値よりも低下し、回路が開くことにな
る。したがって、電気的および電子的用途に供される銅
合金は、室温および高環境温度において高い耐応力緩和
特性を有しなければならない。

【０００８】最小曲げ半径（ＭＢＲ）は、金属ストリッ
プについて、曲げ半径部外側に沿って「オレンジの皮む
け（ｏｒａｎｇｅｐｅｅｌｉｎｇ）」または破壊を生
ずることなくどの程度きびしい曲げ成形を行い得るかを
決定するものである。ＭＢＲ値は、外側リードが角度９
０°折曲されて印刷回路盤内に挿入されるリードフレー
ムにおける重要な特性である。コネクタもまた各種角度
で曲げ成形される。曲げ成形性、すなわち金属ストリッ
プの厚さを「ｔ」としてＭＢＲ／ｔで表わされる数値は
失敗なしにマンドレルの周囲に金属ストリップを巻付け
られる最小半径と金属の厚さとの比率である。

【数１】

【０００９】曲げ軸線が金属ストリップの圧延方向と直
角をなす「良方向」で曲げ成形される場合、ＭＢＲ／ｔ
値約２．５未満が望ましい。また曲げ軸線が金属ストリ
ップの圧延方向と平行をなす「悪方向」で曲げ成形され
る場合も、ＭＢＲ／ｔ値約２．５未満が望ましい。

【００１０】要約すると、電気および電子用途に使用す
る望ましい銅合金は、次の特性の全てを組合せたものに
なるだろう。（イ）導電性がＩＡＣＳ７０％を超えている。（ロ）降伏強度が５６ｋｇ／ｍｍ²（８０ｋｓｉ）を超
えている。（ハ）２００℃程度の温度で耐応力緩和特性を有する
（応力緩和に対する抵抗）を有する。（ニ）「良方向」および「悪方向」においてＭＢＲ／ｔ
値２．５未満を有する。

【００１１】前記銅合金は耐酸化性があり、均一にエッ
チングされる必要がある。均一エッチング特性はエッチ
ングされるリードフレームに鋭く、平滑な垂直リード壁
を与える。予備洗浄中において均一なエッチング部が得
られることはまた電解または無電解法による良好な被覆
を促進する。

【００１２】アクツ氏他の米国特許第４８７２０４８号
はリードフレーム用銅合金を開示している。この特許が
開示している銅合金はＣｒ：０．０５〜１％、Ｚｒ：
０．００５〜０．３％、およびＬｉ：０．００１〜０．
０５％またはＣ：５〜６０ｐｐｍのいづれかを含んでい
る。最高約２％までの他の各種添加物が存在していても
よい。２つの合金例が示されており、そのうちの１つで
ある合金２１は、Ｃｒ：０．９８％、Ｚｒ：０．０４９
％、Ｌｉ：０．０２６％、Ｎｉ：０．４１％、Ｓｎ：
０．４８％、Ｔｉ：０．６３％、Ｓｉ：０．０３％、
Ｐ：０．１３％、Ｃｕ：残部なる組成であり、引張り強
さ８０ｋｇ／ｍｍ²（１１４ｋｓｉ）、およびＩＡＣＳ
６９％の導電性を有する。他の合金７５は、Ｃｒ：０．
７５％、Ｚｒ：０．０１９％、Ｃ：３０ｐｐｍ、Ｃｏ：
０．１９％、Ｓｎ：０．２２％、Ｔｉ：０．６９％、Ｎ
ｂ：０．１３％、Ｃｕ：残部なる組成であり、引張り強
さ７３ｋｇ／ｍｍ²（１０４ｋｓｉ）、およびＩＡＣＳ
６３％の導電性を有する。

【００１３】ゴズダルストフェニ・メタロフ氏の英国特
許第１３５３４３０号明細書はＳｎおよびＴｉを含むＣ
ｕ−Ｃｒ−Ｚｒ合金を開示している。合金１は、Ｃｒ：
０．５％、Ｔｉ：０．１３％、Ｓｎ：０．２５％、Ｚ
ｒ：０．１２％、残部：Ｃｕなる組成を有し、引張り強
さ６２〜６７ｋｇ／ｍｍ²（８８〜９５ｋｓｉ）、およ
びＩＡＣＳ７２％の導電性を有する。オリンコーポレ
ーションの英国特許第１５４９１０７号明細書は、Ｎｂ
を含むＣｕ−Ｃｒ−Ｚｒ合金を開示している。Ｃｒ：
０．５５％、Ｚｒ：０．１５％、Ｎｂ：０．２５％、Ｃ
ｕ：残部なる組成の合金は、処理方法に応じて、降伏応
力５１〜６４ｋｇ／ｍｍ²（７３〜９２ｋｓｉ）、およ
びＩＡＣＳ７１〜８３％の導電性を有し得る。

【００１４】

【課題を解決するための手段】叙上の要求条件を満足す
る銅合金に対する業界での需要が存在することは明らか
である。したがって、本発明の１つの目的は、そのよう
な銅合金を提供することである。本発明の１つの特徴に
よれば、該銅合金が特定の含有率のＣｏおよびＴｉ、Ｆ
ｅおよびＴｉ、またはＣｏ、ＦｅおよびＴｉを含むＣｕ
−Ｃｒ−Ｚｒ合金である。本発明の他の特徴は、Ｔｉに
対するＣｏ、Ｔｉに対するＦｅまたはＴｉに対する「Ｃ
ｏ＋Ｆｅ」の原子％比を制御することによって高導電性
を付与する一方、当該銅合金の強度を保持することであ
る。

【００１５】本発明の１つの利点は、特許請求の範囲に
記載された銅合金が約５６ｋｇ／ｍｍ²（７９ｋｓｉ）
を超える降伏強度を有しており、多段階のプロセス内時
効焼鈍を加えることによって、降伏強度を約６２ｋｇ／
ｍｍ²（８９ｋｓｉ）を超えて増大させ得ることであ
る。本発明の他の利点は、特許請求の範囲に記載された
銅合金の導電性がＩＡＣＳ７３％を超え、実施例の幾つ
かにおいてはＩＡＣＳ７７％を超えることである。本発
明のさらに他の利点は、銅合金がすぐれた耐応力緩和特
性を示し、温度１５０℃に３０００時間暴露した後に９
５％を超える応力が残留していることである。本発明の
さらなる利点によれば、処理実施例の幾つかによれば、
特許請求に記載された銅合金のＭＢＲ／ｔ値が良方向で
約１．７、悪方向で約１．５である。

【００１６】かくして、事実上有効組成量が重量百分率
で、Ｃｒ：最高０．５％、Ｚｒ：約０．０５〜約０．２
５％、Ｍ：約０．１〜約１％（ただし、ＭはＣｏ、Ｆｅ
およびそれらの混合物から成る群から選ばれる）、Ｔ
ｉ：約０．０５〜約０．５％、および残部としてのＣｕ
から成る銅合金が提供される。

【００１７】次に、本発明について図面を引用してより
詳細な説明を行なう。本発明の銅合金は、事実上Ｃｒ，
Ｚｒ，Ｃｏおよび（または）ＦｅとＴｉから成る。Ｃｒ
は、析出硬化によって強度を増大する上で有効な量から
約０．８％までの量が存在する。Ｚｒ量は、約０．０５
〜約０．４０％である。Ｃｏ量は、約０．１〜約１％で
ある。Ｃｏの一部または全部を等重量百分率のＦｅまた
は別の遷移元素と置換えてもよい。Ｔｉ量は、約０．０
５〜約０．７％である。銅合金の残部はＣｕである。

【００１８】Ｃｒ：Ｃｒは、析出硬化（時効）によって
銅合金の強度を増加させる上で有効な量から約１．０％
までの量が銅合金中に存在する。好ましくは、最大Ｃｒ
量は約０．５％である。銅合金中のＣｒが最大固溶限界
に近づくと、粗大な第２相析出物が出現する。この粗大
析出物は銅合金の表面品質およびエッチングおよびメッ
キ特性に悪影響を及ぼし、銅合金の強度を増大させるこ
とはない。

【００１９】また、銅合金中に存在するＣｏ，Ｆｅおよ
びＴｉは結合してＣｏ−ＸまたはＦｅ−Ｘを含む各種析
出物を作る。ここで、Ｘは圧倒的にＴｉであるが、多少
のＣｒとＺｒを含む。以下に議論するように、Ｔｉ格子
点の一部は、通常ＺｒまたはＣｒによって占められてい
る。もしも過剰なＦｅ，ＣｏまたはＴｉが、銅マトリッ
クス中で反応せずに固溶している場合には導電性が低下
する。Ｃｒは、付加的Ｔｉと結合して、この導電性の低
下を減らす。好適Ｃｒ量は約０．１〜約０．４％であ
り、最も好適なＣｒ量は約０．２５〜約０．３５％であ
る。

【００２０】Ｚｒ：Ｚｒ量は、約０．０５％〜約０．４
０％である。好ましい最大Ｚｒ量は約０．２５％であ
る。もしもＺｒ量が低過ぎると、銅合金の耐応力緩和特
性が劣る。もしもＺｒ量が高過ぎる場合には、粗大粒が
形成され、強度増加なしに銅合金の表面品質およびエッ
チング特性に悪影響を与える。好ましいＺｒ量は約０．
１％〜約０．２％である。

【００２１】Ｈｆ（ハフニウム）はＺｒの一部または全
部に対する同一重量百分率の好適な代替元素である。し
かし、余分な費用との関係でＨｆの使用は望ましいとは
言えない。

【００２２】遷移元素（“Ｍ”）：Ｃｏ，Ｆｅおよびそ
の混合物からなる群から選ばれた約０．１％〜約１％の
遷移元素が存在している。通常ＣｏとＦｅは互換性があ
るが、Ｆｅ元素は強度をわずかに（約４〜５ｋｓｉ）改
善し、導電性をわずかに（ＩＡＣＳ約５〜６％）低下さ
せる。もしもＣｏおよび（または）Ｆｅの含有量が高過
ぎる場合には、鋳造の際粗大な第２相粒子が生じる。粗
大析出物は、銅合金の表面品質とエッチング特性の両者
に悪影響を与える。もしもＴｉまたはＣｒの量が不十分
で、銅マトリックス固溶体中に“Ｍ”が残留している場
合には、銅合金の導電性が低下する。もしもＣｏおよび
（または）Ｆｅの含有量が低過ぎる場合には、銅合金は
時効による析出硬化を受けないので、銅合金の対応する
強度増加もない。好ましいＣｏおよび（または）Ｆｅの
量は約０．２５％〜約０．６％、最も好ましい量は約
０．３％〜約０．５％である。

【００２３】出願人は、Ｃｏおよび（または）Ｆｅの一
部または全部をＮｉと置換できると考える。しかしなが
ら、Ｎｉの有用性が銅の導電性に対するＮｉの効果によ
って示唆されているものの、Ｎｉはあまり好ましくな
い。表１に示すように、Ｎｉは純銅中に固溶されている
時には、ＣｏまたはＦｅとくらべてＣｕの導電性に対す
る効果が低い。ＩＡＣＳ１０２．６％から導電性が低下
するということは、現在高純度銅において達成されてい
る最高導電性値からの低下を意味する。

【００２４】驚きに値することは、遷移金属が固溶体か
ら析出する時には、Ｎｉは表２に示すように、Ｃｏまた
はＦｅよりも導電性に対する悪影響がより大きいことで
ある。表２の合金は溶体化焼鈍段階、冷間圧延段階、公
称導電性測定前の５００℃、２時間の時効段階の処理を
受けた。これら銅合金は最大の導電性を測定する前に、
５００℃、４８時間の加熱によって過時効処理された。

【００２５】

【表１】

【００２６】

【表２】

【００２７】図１は、表２のＮｉ含有銅合金の倍率１０
００倍の顕微鏡組織写真であり、図２は表２のＣｏ含有
銅合金の倍率１０００倍の顕微鏡組織写真である。前記
Ｎｉ含有銅合金には粗大な第２相析出物が存在してい
る。前記Ｃｏ含有銅合金には粗大な第２相析出物が事実
上存在しておらず、代りに微細粒子４の均一な分散が認
められる。粗大析出物２は圧延または他の加工工程中に
おいて潜在的な割れ開始位置になるので避けなければな
らない。かくして、本発明の好ましい合金は約０．２５
％未満のＮｉを含み、好ましくは約０．１５％未満、最
も好ましくは０．１０％未満のＮｉを含む。

【００２８】Ｎｂ，Ｖ（バナジウム）およびＭｎのよう
な他の遷移元素を使用可能である。Ｍｎのような反応性
の低い遷移金属はあまり好ましくない。固溶体中の残留
ＭｎとＴｉは、導電性を許容できないレベルにまで低下
させてしまう。ＮｂおよびＶはＴｉとは反応しないが、
強度を増大させる単体分散相を与える。

【００２９】Ｔｉ：Ｔｉ量は、約０．０５％〜約０．７
％である。好ましい最大Ｔｉ量は約０．５％である。Ｔ
ｉは“Ｍ”と結合して六方晶組織を有する第２相析出物
を形成する。第２相は圧倒的にＣｏＴｉまたはＦｅＴｉ
の形態である。Ｔｉ格子点の一部はＺｒまたはＣｒ原子
によって占められている。Ｃｏおよび（または）Ｆｅと
Ｔｉとの好ましい比率（重量％）は約１．２：１〜約
７．０：１であり、より好ましい比率は約１．４：１〜
約５．０：１、最も好ましい範囲は約１．５：１〜約
３：１である。Ｃｏ、ＦｅおよびＴｉの含有量が好まし
い比率より外れるに従い、その過剰分がＣｕマトリック
ス固溶体中に残留し、銅合金の導電性を低下させる。こ
の効果がＣｏ／Ｔｉの比率と導電性を比較している図３
において図式的に例示されている。導電性は約１．２：
１の比率において劇的に低下するので、同比率はこの値
を超えて維持されなければならない。

【００３０】添加物本発明の銅合金は、少量の他の元素を添加することによ
り特定の用途に適するよう調整された特性を有すること
ができる。導電性または曲げ成形性のような望ましい特
性を著しく損なうことなく所望の特性向上を達成する上
で有効な量の添加が行われる。これらの他の元素の合計
含有量は約５％未満、好ましくは約１％未満である。

【００３１】鑞接性および鑞付着性を改善するためにＭ
ｇを添加することができる。好ましいＭｇ量は約０．０
５％〜約０．２％である。Ｍｇはまた銅合金の応力緩和
特性をも改善することができる。

【００３２】Ｓ（硫黄）、Ｓｅ、Ｔｅ、ＰｂまたはＢｉ
を添加することによって導電性を著しく減ずることなく
機械加工性を高めることができる。機械加工性を高める
添加物は、合金中に分離相を形成するが、導電性は低下
させない。好ましい含有量は約０．０５％〜約３％であ
る。

【００３３】約０．００１％〜約０．１％の好適量の脱
酸剤を添加することができる。適当な脱酸剤としては、
Ｂ（ボロン）、Ｌｉ、Ｂｅ、Ｃａ、および個別またはミ
ッシュ・メタルとしての希土金属が挙げられる。硼化物
を形成するＢ（ボロン）は、合金強度を増大させる点で
も有益である。

【００３４】強度を増大させ、導電性を低下させるＡｌ
およびＳｎを包含する添加物は、最高１％量まで添加す
ることができる。

【００３５】合金価格を下げるために、最高２０％まで
のＣｕをＺｎで置換えすることができる。希釈剤として
のＺｎは価格を下げるとともに、銅合金に黄色を与え
る。好ましいＺｎの含有量は約５％〜約１５％である。

【００３６】本発明合金はいかなる適当なプロセスによ
っても形成することができる。図４〜図６には２つの好
ましい方法が示されている。図４はブロック線図によっ
て２つの好ましい方法に特有のプロセス段階を示してい
る。図５は高強度および高導電性を有する合金を製造す
るための引き続く処理段階を例示している。図６は導電
性の犠牲を最小限に抑えて、さらに高い強度を有する合
金を製造するための代替処理段階をブロック線図によっ
て示している。

【００３７】図４を参照すると、銅合金は適当な方法で
鋳造される（１０）。１つの例示的方法において、陰極
銅が保護用の炭カバーの下でシリカ製るつぼを使用して
溶解される。次に、所望量のＣｏおよび（または）Ｆｅ
が添加される。次にＴｉが溶湯に添加された後、Ｃｒお
よびＺｒが添加される。溶湯は次に鋼製モールド内に注
入され、インゴットに鋳造される。

【００３８】次に、インゴットは、圧延（１２）に先立
って、一般的には温度約８５０℃〜１０５０℃で約３０
分〜約２４時間加熱される。このことはまた少なくとも
部分的に銅合金を均質化する。加熱は、好ましくは約２
〜３時間、温度約９００℃〜９５０℃で行なわれる。

【００３９】代替的に、インゴットは当該技術分野でス
トリップ鋳造として知られているように、薄肉スラブに
直接鋳造される。スラブの厚さは約２．５ｍｍ〜約２５
ｍｍ（０．１〜１インチ）である。次いで、鋳造ストリ
ップは冷間圧延されるか、または鋳造後の再結晶・均質
化焼鈍処理を受け、冷間圧延される。

【００４０】均質化工程（１２）の後、インゴットは約
５０％を超える縮減率（加工度）、好ましくは約７５％
〜約９５％水準の縮減率で熱間圧延される（１４）。本
明細書において、圧延による縮減（圧下）とは、特にこ
とわらない限り横断面積の縮減（減少）すなわち減面率
を意味する。熱間圧延による圧下（１４）は単一パスで
あってもよく、多段パスを要してもよい。最後の熱間圧
延圧下（１４）の直後において、インゴットは、合金元
素を固溶体に保持するべく典型的には室温へと水中焼入
れ（１６）することで、時効温度よりも低い温度に迅速
冷却される。本出願人方法において、具体的に述べられ
ている各焼入れ段階が好ましいが、必要に応じて、各焼
入れ段階は周知の他の迅速冷却手段で置換えてもよい。

【００４１】焼入れ処理（１６）の後、２つの異なる順
序で処理を行なうことで、わずかに異なる特性を有する
銅合金が得られる。第１のプロセス（プロセス１と称す
る）が図５に示されている。得られる銅合金は高強度お
よび高導電性を達成している。第２のプロセス（プロセ
ス２と称する）は導電性の犠牲を最小限に抑えて、より
高い強度を達成している。

【００４２】図５はプロセス１を示している。銅合金は
約２５％を超える減面率、好ましくは約６０％〜約９０
％の減面率をもって冷間圧延される（１８）。冷間圧延
段階（１８）は単一パスまたは多段パスであってもよい
し、多段パスにおいて中間再結晶焼鈍段階を含んでもよ
く、含まなくてもよい。冷間圧延段階（１８）に次い
で、銅合金は、約３０秒〜約２時間、温度約７５０℃〜
約１０５０℃に加熱することによって溶体化される（２
０）。好ましくは、溶体化（２０）は、約３０秒〜２分
間、温度約９００℃〜約９２５℃で行なわれる。

【００４３】銅合金は次に焼入れされ（２２）、最終寸
法に冷間圧延される（２４）。冷間圧延（２４）は約２
５％を超える減面率で行なわれ、好ましくは約６０％〜
約９０％の範囲の減面率で行なわれる。冷間圧延（２
４）は、単一パスまたは多段パスで行なうことができ、
多段パスにおいて中間再結晶化焼鈍を伴なってもよく、
伴なわなくてもよい。

【００４４】銅合金が冷間圧延（２４）によって最終寸
法に圧下された後、合金の強度は析出時効（２６）によ
って増大される。前記合金は約１５分〜約１６時間、温
度約３５０℃〜約６００℃に加熱することによって時効
処理される。好ましくは銅合金は約１時間〜約８時間、
温度約４２５℃〜５２５℃に加熱される。強度、導電性
および成形性の最適な組合せが要求される時にはプロセ
ス１が利用される。

【００４５】もしも、導電性がわずかに低下しても、よ
り高い強度が必要とされる場合には、図６に例示された
プロセス２が利用される。焼入れ工程（１６）（図４）
に次いで、銅合金は溶体化板厚に冷間圧延される（２
８）。冷間圧延率は約２５％を超え、好ましくは約６０
％〜約９０％の範囲にある。冷間圧延段階（２８）は単
一パスであってもよく、中間再結晶焼鈍を伴なうか伴な
わない多段パスであってもよい。

【００４６】冷間圧延（２８）に引続き、銅合金は約１
５秒〜約２時間、温度約７５０℃〜約１０５０℃に加熱
することにより溶体化される。より好ましくは、溶体化
温度は約９００℃〜約９２５℃であり、その保持時間は
約３０秒〜約２分である。溶体化処理（３０）に引続
き、銅合金は典型的には水中で、時効温度よりも低い温
度に（例えば、焼入れ（３２）によって）急速冷却され
る。

【００４７】次いで、銅合金は約２５％〜約５０％の減
面率で冷間圧延される（３４）。この圧下は単一パスで
あってもよく、中間溶体化再結晶焼鈍を伴なうか伴なわ
ない多段パスであってもよい。冷間圧延（３４）につい
で、銅合金は再結晶を防止するため十分に低い温度で時
効硬化される（３６）。時効処理（３６）は好ましくは
温度約３５０℃〜約６００℃で約１５分〜約８時間行な
われる。より好ましくは、非再結晶化析出硬化処理（３
６）は温度約４５０℃〜約５００℃で約２時間〜約３時
間行なわれる。

【００４８】非再結晶化時効工程（３６）に引続いて、
銅合金は約１５％〜約６０％の減面率をもって冷間圧延
される（３８）。冷間圧延段階（３８）に引続いて、銅
合金は任意選択的に約３０分〜約５時間、温度約３５０
℃〜約６００℃で第２の非再結晶化析出硬化処理を受け
る。好ましくは、この任意選択的第２の非再結晶化析出
硬化焼鈍段階（４０）は約２〜４時間、温度約４５０℃
〜約５００℃で行なわれる。第２の任意選択的非再結晶
化析出硬化処理段階（４０）の正確な処理時間および温
度は銅合金の導電性を最大にするよう選ばれる。

【００４９】次に、銅合金は単一パスまたは多段パスで
約３５％〜約６５％の減面率の冷間圧延（４２）により
最終板厚に冷間圧延されるが、この際、中間亜再結晶焼
鈍は行なってもよく、行なわなくてもよい。冷間圧延
（４２）に引続いて、銅合金にはストランド焼鈍を行な
うために、約１０秒〜約１０分にわたって、温度約３０
０℃〜約６００℃で安定化解放焼鈍（４４）が与えられ
る。ベル焼鈍の場合には、前記安定化応力除去焼鈍（４
４）は約１５分〜約８時間、温度最高約４００℃におい
て行なわれる。より好ましくは、ベル焼鈍は約１時間〜
約２時間、温度約２５０℃〜約４００℃で行なわれる。
もしもストランド焼鈍が行われた時には、安定化焼鈍
（４４）に引続いて、銅合金が急冷される（４６）。一
般的に言って、ベル焼鈍の場合にはその後の急冷は行な
われない。プロセス２は導電性の犠牲を最小限として、
最大強度を有する合金を作り出す。

【００５０】別のプロセス実施例においては、（図４の
参照番号４８で示す）均質化焼鈍がプロセス１またはプ
ロセス２に含まれる。均質化焼鈍（４８）は、冷間圧延
段階（図５の１８または図６の２８で示す）の前または
後において、熱間圧延段階（１４）と溶体化段階（図５
の２０または図６の３０で示す）の間に挿入される。均
質化焼鈍（４８）は約１５分〜約８時間、温度約３５０
℃〜約７５０℃で行なわれる。好ましくは、均質化焼鈍
（４８）は約６時間〜約８時間、温度約５５０℃〜約６
５０℃で行なわれる。

【００５１】一般的に、プロセス１によって作成される
銅合金はコネクタおよびリードフレームの用途における
如く、高強度、高導電性および成形性が必要とされる所
で利用される。プロセス２は高強度およびすぐれた耐応
力緩和特性が求められるも、導電性の僅かの損失は許容
される用途において利用されるものであり、そのような
用途の例を挙げると、自動車用のように上昇温度にさら
される電気コネクタであるとか、高強度のリードを必要
とするリードフレームがある。プロセス１、プロセス２
の両者とも、特に本発明の銅合金に適用可能なるも、銅
合金Ｃ１８１００のようなＣｒおよびＺｒを含む全ての
銅基合金に対しても有用性を有する。

【００５２】本発明の銅合金に改良された曲げ成形性の
能力を付与するための第３のプロセスが図７にブロック
線図として示されている。このプロセスは、本発明合金
の良方向および悪方向における最小曲げ半径を改良す
る。加えるに、この第３のプロセスはＣ１８１００のよ
うなＣｕ−Ｃｒ−Ｚｒ合金のＭＢＲ（最小曲げ半径）を
改良することが判った。

【００５３】約０．００１％〜約２．０％のＣｒと、約
０．００１％〜約２．０％のＺｒを含む銅合金が保護カ
バーとして炭を用い、シリカるつぼによって溶解する等
の適当なプロセスでインゴットに鋳造される（５０）。
次に、好ましくは、インゴットの表面が切削されて、表
面の酸化物が除去される。

【００５４】インゴットは次に約３０分〜約２４時間、
温度約８５０℃〜約１０５０℃、好ましくは約８７５℃
〜約９５０℃に加熱される。好ましくは、この上昇温度
での保持時間は約１時間〜約４時間である。上昇温度で
の均熱化により銅合金は少なくとも部分的に均質化され
る。

【００５５】次いで、銅合金は、約５０％を超える減面
率で、好ましくは約７５％〜約９５％の減面率で熱間圧
延される（５２）。熱間圧延（５２）は、単一パスで行
なわれてもよく、多段パスで行なわれてもよい。好まし
くは、ストリップは熱間圧延の終了後直ちに、例えば水
中焼入れにより、室温に急冷される。次に、好ましく
は、表面酸化物が例えばフライス加工等により除去され
る。

【００５６】次に、銅合金ストリップは、約２５％を超
える減面率で、好ましくは約３０％〜約９０％の減面率
で冷間圧延される（５４）。

【００５７】冷間圧延後、銅合金ストリップは第１の再
結晶化焼鈍（５６）を受ける。第１の再結晶化焼鈍は任
意の適当な再結晶温度において行なわれる。以下の試験
例において示すように、第１の再結晶化焼鈍は、高温固
溶化焼鈍（９２５℃）、低温固溶化焼鈍（８３０℃）お
よび過時効再結晶化焼鈍（６５０℃）として有効であ
る。一般的に、第１の再結晶化焼鈍（５６）は、約５０
０℃から銅合金の固相線温度までの温度において行なわ
れる。好ましくは、第１の再結晶化焼鈍（５６）は、温
度約８００℃〜約９５０℃で行なわれる。第１の再結晶
化焼鈍のための保持時間は約５秒〜約１６時間であり、
好ましくはトリップ焼鈍の場合約３０秒〜約５分であ
り、ベル焼鈍の場合、約３０分〜約１０時間である。

【００５８】第１の再結晶化焼鈍（５６）の後、銅合金
ストリップはさらに約４０％〜約９０％、好ましくは約
５０％〜約８０％の減面率で冷間圧延される（５８）。

【００５９】次に、銅合金ストリップは、約６００℃か
ら銅合金の固相線温度までの任意の有効温度で第２の再
結晶化焼鈍（６０）を受ける。第２の再結晶化焼鈍温度
は、第１の再結晶化焼鈍よりもさらに合金成分の影響を
受け易くなる。何故ならば、同焼鈍段階は銅合金を有効
に溶体化して、析出時効段階において所望の時効反応を
行わせる必要があるからである。ＣｒおよびＺｒを含む
銅合金の場合、好ましい第２の再結晶化温度は約８００
℃〜約９５０℃である。銅合金の保持時間は、約５秒〜
約６０分であり、好ましくは約３０秒〜約５分である。

【００６０】任意選択的には、前記第１または第２の再
結晶化焼鈍または両者において引続く水急冷を施しても
よい。第２の再結晶化焼鈍段階（６０）の後に急冷段階
を付与して、析出時効段階中における所望の時効反応を
与えることが特に望ましい。第２の再結晶化焼鈍段階の
後、冷間圧延（５８）および第２の再結晶化焼鈍をもう
一回またはそれ以上の回数付加的に繰返してもよい。

【００６１】次に、銅ストリップは、最終板厚に冷間圧
延される（６２）。なお、この最終板厚はリードフレー
ムストリップの場合、約０．１３ｍｍ（０．００５イン
チ）〜約０．３８ｍｍ（０．０５インチ）であり、コネ
クタの場合、最大２．５ｍｍ（０．１０インチ）であ
る。

【００６２】銅合金が冷間圧延（６２）によって最終板
厚へと圧下された後、銅合金の強度が析出時効処理（６
４）によって増大させられる。適正な時効処理条件は銅
合金の組成、時効以前の冷間加工歴、溶体化処理、所望
合金特性の組合せに依存する。銅合金は、温度約３５０
℃〜約６００℃、約１５分〜約１６時間の加熱で時効処
理される。好ましくは、銅合金は約１時間〜約８時間、
温度約４２５℃〜約５２５℃に加熱される。

【００６３】Ｃｕ−Ｃｒ−Ｚｒ合金において第２の再結
晶化焼鈍を施すことの利点が、図８、図９の顕微鏡写真
によって示されている。これらの顕微鏡写真はストリッ
プの長手方向エッジに沿って見た横断面写真である。図
８は、第１の再結晶化焼鈍の後において倍率１００倍で
見た組織を示している。粗大な帯状領域６６がストリッ
プ中を長手方向に走るストライエーションを形成してい
る。粗大粒ストライエーションは、以降の処理段階中に
も組織中に残留し、割れ形態の曲げ損傷またはストリッ
プの激しいしわの原因になると考えられる。

【００６４】図９は、第２の再結晶化焼鈍の後における
同一ストリップを示している。結晶粒は、約２ミクロン
〜約６０ミクロン、好ましくは約５ミクロン〜約１５ミ
クロンの平均粒径を有する微細な等軸晶である。

【００６５】本発明の銅合金の利点は以下に示される試
験例において明らかになるであろう。試験例は単に例示
のためのものであり、本発明の範囲を限定するためのも
のではない。

【００６６】試験例本発明の銅合金の電気的および機械的特性が、リードフ
レームおよびコネクタ用として通常用いられている銅合
金と比較された。表３は銅合金の組成を示している。ア
スタリスク（＊）が前に付されているＨ、ＩおよびＰ合
金が本発明の銅合金であり、他の合金は、慣用銅合金で
あるか、または合金Ｇ、ＫおよびＬについては、Ｃｒの
寄与、またはＴｉに対する「Ｍ」の比率の寄与を示すた
めの好ましい組成変化を有する。

【００６７】

【表３】

【００６８】合金Ａ〜Ｍおよび合金Ｐは前述の方法によ
って製造された。各合金の５．２ｋｇ（１０ポンド）イ
ンゴットが、保護カバーとして炭を用い、シリカのるつ
ぼ内で陰極銅を溶解しながら、必要量のＣｏおよび（ま
たは）Ｆｅ添加物を投入し、次にＣｒおよびＴｉ添加物
を添加した後、特定の合金に必要とされるＺｒおよびＭ
ｇを添加することによって作成された。次に、各溶湯が
鋼モールド内に注入され、溶湯が凝固すると厚さ４．４
５ｃｍ（１．７５インチ）、長さおよび幅１０．１６ｃ
ｍ（４インチ）を有するインゴットが作成された。合金
ＮおよびＯは、Ｈ０８（ばね）質の市販銅合金である。
合金Ｑは、ＨＲ０４硬質解放焼鈍質の市販ストリップで
ある。

【００６９】表４は、プロセス１によって処理された合
金Ａ〜ＭおよびＲの電気的および機械的特性を示してい
る。合金Ｈ、ＩおよびＪは基準となるＣｕ−Ｚｒ合金
（合金Ｃ）のみならず、基準となるＣｕ−Ｃｒ−Ｚｒ合
金（合金Ｂ）よりも高い強度を有している。驚きに値す
ることは、Ｃｒ０．３０重量％を有する合金Ｈ、Ｉおよ
びＪはこれらのほぼ３倍のＣｒを含む合金Ａとほぼ等し
い降伏強度と引張り強度を有している。

【００７０】導電性を増大するにあたってのＣｒの効果
が合金Ｇおよび合金Ｉを比較することによって示されて
いる。これらの合金の組成上の唯一の顕著な違いは、合
金Ｉの場合０．２９％のＣｒが存在しているということ
である。合金Ｉの導電性、ＩＡＣＳ７２．０％は合金Ｇ
の導電性ＩＡＣＳ６５．１％よりも著しく高い。

【００７１】Ｃｏおよび（または）ＦｅとＴｉとの重量
比２：１の臨界性が、２：１の比率を有する合金Ｈ、Ｉ
と、約１：１の比率を有する合金Ｋ、Ｌとを比較するこ
とによって示されている。合金Ｈ、Ｉおよび合金Ｋ、Ｌ
の強度はほぼ等しいが、合金Ｋ、Ｌの導電性はＩＡＣＳ
約２０％だけ低い。

【００７２】

【表４】

【００７３】合金Ｄ，Ｒは、用途によってはＴｉを排除
できることを示している。Ｃｕ−Ｃｒ−Ｚｒ−Ｃｏ合金
は著しくより高いＣｒ含有率の合金と等しい強度を有し
ており、成形性、エッチングおよびメッキ特性はよりす
ぐれている。また、導電性もＴｉ含有合金よりも高い
が、強度については劣っている。Ｃｒ、ＺｒおよびＣｏ
の組成範囲は、本発明の他の銅合金のそれと同一である
と考えられる。

【００７４】表５は、プロセス２で処理した時の合金Ａ
〜Ｅ、合金Ｇ〜Ｊおよび合金Ｒの特性を示している。唯
一の例外が合金Ｃであり、これは単一の時効焼鈍プロセ
スで処理された。合金Ｃは、切削を受けた熱間圧延板か
ら板厚２．５４ｍｍ（０．１０インチ）に冷間圧延され
（図１の１６）、３０秒間、９００℃で溶体化され、次
に水急冷された。次に銅合金は５０％の減面率で冷間圧
延され、７時間、４５０℃で時効処理され、次に５０％
の減面率で最終板厚０．６４ｍｍ（０．０２５インチ）
に冷間圧延された。合金Ｃは、３５０℃で約５分間、解
放焼鈍された。

【００７５】本発明合金Ｈ，Ｉ，Ｊは全てこれらの３倍
のＣｒ含有量を有する市販銅合金Ｃ１８１（合金Ａ）を
含む従来の銅合金よりも高い強度を有している。加え
て、導電性の低下がほとんどなく著しい強度の増加が得
られ、５．６〜８．４ｋｇ／ｍｍ²（８〜１２ｋｓｉ）
の降伏強度の増大が得られている。

【００７６】プロセス２を本発明の合金に施すと、合金
Ｃのような２元Ｃｕ−Ｚｒ合金にくらべ約２１ｋｇ／ｍ
ｍ²（３０ｋｓｉ）の降伏強度の改善が得られる。Ｃｒ
添加の効果は銅合金Ｇ（０％Ｃｒ）の導電性を銅合金Ｉ
（０．２９％Ｃｒ）のそれと比較することによって明白
である。銅合金ＧはＩＡＣＳ５９．３％の導電性を有す
る一方、銅合金ＩはＩＡＣＳ７５．５％の導電性を有す
る。

【００７７】

【表５】 ☆ 注１：ＭＢＲ／ｔ＝最小曲げ半径／板厚 ☆ 注２：ＧＷ＝良方向、ＢＷ＝悪方向

【００７８】

【表６】

【００７９】

【表７】 ☆ 注１：ＭＢＲ／ｔ＝最小曲げ半径／板厚 ☆ 注２：ＧＷ＝良方向、ＢＷ＝悪方向

【００８０】表６は、本発明に係る銅合金の応力緩和特
性が２元Ｃｕ−Ｚｒ合金（合金Ｃ、Ｑ）または３元Ｃｕ
−Ｚｒ−Ｃｒ合金（合金Ａ）のいづれよりもすぐれてい
ることを示している。表６、第２欄の「プロセスの種
類」は次のように定義される。時効＝プロセス１による処理２−ＩＰＡ＝プロセス２を施した後、プロセス内焼鈍を
２回行なう処理１−ＩＰＡ＝プロセス２を施すも、第２の析出硬化焼鈍
（図３の４０）は省略し、さらに１回のプロセス内焼鈍
を行なう処理

【００８１】本発明合金が特に適している１つの用途は
表７に示すように電子パッケージ用のリードフレームで
ある。銅合金Ｎ，Ｏは、電子パッケージ用において通常
用いられている銅合金を示す。合金Ｎは銅合金Ｃ１９７
であり、合金Ｏは銅合金Ｃ１８０７０すなわち市販リー
ドフレーム用合金である。本発明銅合金である合金Ｐ
は、慣用リードフレーム合金の導電性に等しい導電性を
有している。合金Ｐの降伏強度は、合金Ｎ，Ｏのそれよ
りもかなり高い。合金Ｐの最小曲げ半径はより小さい
が、耐応力緩和特性は著しく改良されている。

【００８２】表８は、図７に示したプロセス３の利点を
示している。表８は第２の再結晶化焼鈍が有利であるこ
とを示すばかりでなく、第１の再結晶化焼鈍の温度を著
しい範囲で変化させ得るということをも示している。表
８において示すような処理を受けた銅合金は、重量％
で、Ｃｏ０．３６％、Ｃｒ０．３２％、Ｔｉ０．１６
％、Ｚｒ０．１６％、残余としてのＣｕからなる組成を
有していたが、降伏強度および導電性値は実質的に等し
かった。

【００８３】

【表８】 ☆ 注１：ＭＢＲ／ｔ＝最小曲げ半径／板厚 ☆ 注２：ＧＷ＝良方向、ＢＷ＝悪方向

【００８４】表９は、図７に例示したプロセス３を別の
Ｃｕ−Ｃｒ−Ｚｒ合金Ｃ１８１００に適用した時の利点
を示している。この合金の成分分析値は、重量％で、Ｃ
ｒ０．７８％、Ｚｒ０．１５％、Ｍｇ０．０７５％、残
部としてのＣｕであり、降伏強度および導電性の値はほ
ぼ等しかった。

【００８５】

【表９】

【００８６】本発明の合金は特に電気コネクタおよびリ
ードフレームのような電気的および電子的用途に特に有
用性を発揮するが、同合金は高強度および（または）良
好な導電性が必要とされるいかなる用途にも用いること
が可能である。そのような用途としては導電棒、線およ
びブスバーが挙げられる。他の用途としては溶接電極の
ように高い導電性と応力緩和に対する高い耐性を必要と
する用途を挙げることができる。

【００８７】本発明によれば、特に電気、電子用途に適
している銅合金であって、高強度および高導電性を有
し、これまで述べた目的、手段および利点を十分に満足
することを特徴とする銅合金が提供されることは明白で
ある。本発明はその特定の実施例および試験例との組合
せにおいて記述されてきたが、前述の記載を吟味すれば
当業者が多くの代替例、修正例および変更例を案出可能
なることは明白であろう。したがって、全てのそのよう
な代替例、修正例および変更例は特許請求の範囲の精神
および広い視野内に含まれるものと理解されたい。

【図面の簡単な説明】

【図１】Ｃｒ，ＺｒおよびＴｉを含有し、遷移金属添加
物としてＮｉを含む銅基合金の顕微鏡写真。

【図２】Ｃｒ，ＺｒおよびＴｉを含有し、Ｃｏを遷移金
属添加物として含む銅基合金の顕微鏡写真。

【図３】ＣｏとＴｉの重量％比が導電性に及ぼす効果を
図式的に示した図。

【図４】本発明による、Ｃｒ，Ｚｒ，Ｃｏおよび（また
は）Ｆｅを含む銅合金の初期プロセスを示すブロック線
図。

【図５】高強度、高導電性を有するよう前記銅合金をさ
らに処理するための第１の実施例を示すブロック線図。

【図６】導電性の損失を最小に抑えて、前記銅合金を極
めて高い強度を有するようにさらに処理するための第２
の実施例を示すブロック線図。

【図７】曲げ成形性を改善するために前記銅合金を処理
するための第３の実施例を示すブロック線図。

【図８】第１の再結晶化焼鈍を行なった後における本発
明の銅合金の顕微鏡写真。

【図９】第２の再結晶化焼鈍を行なった後における本発
明の銅合金の顕微鏡写真。

【符号の説明】

１０鋳造段階１２加熱段階１４熱間圧延段階１８，２８冷間圧延段階２０，３０溶体化段階２４，３４，３８冷間圧延段階２６，３６析出時効段階４４安定化段階

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】銅合金の製造方法であって、ａ）ＣｒおよびＺｒを含む銅合金を鋳造する段階（１
０）と、ｂ）前記銅合金を少なくとも部分的に均質化するべく加
熱する段階（１２）と、ｃ）前記銅合金を、約５０％を超える減面率まで熱間圧
延する段階（１４）と、ｄ）前記銅合金を、約２５％を超える減面率まで冷間圧
延する段階（１８）と、ｅ）前記銅合金を溶体化する段階（２０）と、ｆ）前記銅合金を最終板厚に冷間圧延する段階（２４）
と、ｇ）前記銅合金を析出時効処理する段階（２６）とを有
することを特徴とする銅合金の製造方法。
【請求項２】請求項１に記載の方法において、前記段
階ｄ，ｆがそれぞれ中間の再溶体化再結晶焼鈍を伴なっ
て反復されることを特徴とする銅合金の製造方法。
【請求項３】銅合金の製造方法であって、ａ）ＣｒおよびＺｒを含む銅合金を鋳造する段階（１
０）と、ｂ）前記銅合金を均質化する段階（１２）と、ｃ）前記銅合金を約５０％を超える減面率まで熱間圧延
する段階（１４）と、ｄ）前記銅合金を約２５％を超える減面率まで冷間圧延
する段階（２８）と、ｅ）前記銅合金を温度約９００℃〜約１０５０℃で溶体
化する段階（３０）と、ｆ）前記銅合金を約２５％〜約５０％の減面率まで冷間
圧延する段階と、ｇ）前記銅合金をして、再結晶化を事実上防止するため
に十分低い温度で時効硬化させる段階（３６）と、ｈ）前記銅合金を最終板厚に冷間圧延する段階（３８）
と、ｉ）前記銅合金を焼鈍により安定化する段階（４４）と
を含む銅合金の製造方法。
【請求項４】請求項１または請求項３のいづれか１項
に記載の方法において、段階ａにおける前記銅合金鋳造
物（１０）が硬さを増すための有効量から約０．８重量
％までのＣｒと、約０．０５重量％〜約０．４０重量％
のＺｒとを含んでいることを特徴とする銅合金の製造方
法。
【請求項５】請求項４に記載の方法において、段階ｆ
（２４，３４）およびｇ（２６，３６）が少なくとも１
回繰返されることを特徴とする銅合金の製造方法。
【請求項６】請求項４に記載の方法において、前記銅
合金が段階ｃ（１４）、ｅ（２０，３０）およびｉ（４
４）のうちの少なくとも１つの段階に引続いて急冷され
る（１６，２２，３２）ことを特徴とする銅合金の製造
方法。
【請求項７】請求項６に記載の方法において、前記時
効硬化段階ｇ（２６，３６）が、約３０分〜約５時間、
温度約３５０℃〜約６００℃で実行されることを特徴と
する銅合金の製造方法。
【請求項８】請求項７に記載の方法において、約１５
分〜約８時間、温度約３５０℃〜約６５０℃で行なわれ
る均質化焼鈍工程（４８）が、段階ｃ（１４）と段階ｄ
（１８，２８）の間で実行されることを特徴とする銅合
金の製造方法。
【請求項９】請求項７に記載の方法において、約１５
分〜約８時間、温度約３５０℃〜約６５０℃で行なわれ
る均質化焼鈍工程が段階ｄ（１８，２８）と段階ｅ（２
０，３０）の間で実行されることを特徴とする銅合金の
製造方法。
【請求項１０】請求項３に記載の方法において、前記
安定化解放焼鈍段階ｉ（４４）が約１０秒〜約１０分、
温度約３００℃〜約６００℃で行なわれるストランド焼
鈍であることを特徴とする銅合金の製造方法。
【請求項１１】請求項３に記載の方法において、前記
安定化解放焼鈍段階ｉ（４４）が約１時間〜約２時間、
温度約２５０℃〜約４００℃で行なわれるベル焼鈍であ
ることを特徴とする銅合金の製造方法。
【請求項１２】請求項４に記載の方法において、段階
ａにおける前記銅合金鋳造物が、事実上、強度を増すた
めの有効量から約１．０重量％のＣｒと、約０．０５重
量％〜約０．４０重量％のＺｒと、約０．１重量％〜約
１．０重量％の「Ｍ」（「Ｍ」は、Ｃｏ，Ｆｅ，Ｎｉお
よびそれらの混合物からなる群から選ばれ、最大Ｎｉ量
が約０．２５重量％である）と、約０．０５重量％〜約
０．７重量％のＴｉ（「Ｍ」とＴｉの原子比Ｍ：Ｔｉが
約１．２：１〜約７．０：１である）とから成っている
ことを特徴とする銅合金の製造方法。
【請求項１３】請求項４に記載の方法において、段階
ａ（１０）がストリップ鋳造により行なわれ、段階ｃ
（１４）が省略されることを特徴とする銅合金の製造方
法。
【請求項１４】請求項１３に記載の方法において、段
階ｂ（１２）が省略されることを特徴とする銅合金の製
造方法。
【請求項１５】銅合金の製造方法であって、ａ）約０．００１重量％〜約２．０重量％のＣｒと、約
０．００１重量％〜約２．０重量％のＺｒとを含む時効
硬化可能な銅合金を鋳造する段階（５０）と、ｂ）前記銅合金を少なくとも部分的に均質化するために
加熱してやる段階と、ｃ）前記銅合金を約５０％を超える減面率まで熱間圧延
する段階（５２）と、ｄ）前記銅合金を約２５％を超える減面率まで冷間圧延
する段階（５４）と、ｅ）前記銅合金を第１回目として再結晶化する段階（５
６）と、ｆ）前記銅合金を約４０％〜約９０％の横断面積減縮率
まで冷間圧延する段階（５８）と、ｇ）９２５℃を超える温度で、前記銅合金を第２回目と
して再結晶化する段階（６０）と、ｈ）前記銅合金を最終板厚まで冷間圧延する段階（６
２）と、ｉ）前記銅合金を析出時効する段階（６４）とを含むこ
とを特徴とする銅合金の製造方法。
【請求項１６】請求項１５に記載の方法において、段
階ｅ（５６）および段階ｇ（６０）における再結晶のた
めの温度が、個々に独立して、約５００℃と前記銅合金
の固相線温度の間にあり、保持時間が、独立して約５秒
〜１６時間であることを特徴とする銅合金の製造方法。
【請求項１７】請求項１６に記載の方法において、段
階ｉ（６４）の析出時効温度が約３５０℃〜約６００℃
であり、保持時間が約１５分〜約１６時間であることを
特徴とする銅合金の製造方法。
【請求項１８】請求項１６に記載の方法において、前
記銅合金が事実上０．４重量％〜１．２重量％のＣｒ
と、０．０８重量％〜０．２重量％のＺｒと、０．０３
重量％〜０．０６重量％のＭｇと、残部としてのＣｕと
から成るように選ばれることを特徴とする銅合金の製造
方法。
【請求項１９】請求項１６に記載の方法において、前
記銅合金が、事実上、強度を増すための有効量から最高
約１．０重量％のＣｒと、約０．０５重量％〜約０．４
０重量％のＺｒと、約０．１〜約１．０重量％の「Ｍ」
（「Ｍ」は、Ｃｏ，Ｆｅ，Ｎｉおよびそれらの混合物か
らなる群から選ばれ、最大Ｎｉ量が約０．２５重量％で
ある）と、約０．０５重量％〜約０．７重量％のＴｉ
（「Ｍ」とＴｉの原子比Ｍ：Ｔｉが約１．２：１〜約
７．０：１である）とから成るように選ばれることを特
徴とする銅合金の製造方法。
【請求項２０】事実上約０．００１重量％〜約２．０
重量％のＣｒと、約０．００１重量％〜約２．０重量％
のＺｒとからなり、横断面を長手方向の縁に沿って眺め
ると等軸結晶粒を有する銅基合金。
【請求項２１】請求項２０に記載の銅基合金におい
て、平均結晶粒寸法が約５ミクロン〜約１５ミクロンで
あることを特徴とする銅基合金。
【請求項２２】請求項２１に記載の銅基合金おいて、
事実上０．４重量％〜１．２重量％のＣｒと、０．０８
重量％〜０．２重量％のＺｒと、０．０３重量％〜０．
０６重量％のＭｇと、残部としてのＣｕとから成ること
を特徴とする銅基合金。
【請求項２３】請求項２１に記載の銅基合金におい
て、事実上、強度を増すための有効量から約１．０重量
％までのＣｒと、約０．０５重量％〜約０．４０重量％
のＺｒと、約０．１〜約１．０重量％の「Ｍ」（「Ｍ」
は、Ｃｏ，Ｆｅ，Ｎｉおよびその混合物からなる群から
選ばれ、最大Ｎｉ量が約０．２５重量％である）と、約
０．０５重量％〜約０．７重量％のＴｉ（「Ｍ」とＴｉ
の原子比Ｍ：Ｔｉが約１．２：１〜約７．０：１であ
る）とから成っていることを特徴とする銅基合金。
【請求項２４】請求項２１に記載の銅基合金におい
て、該合金が良方向および悪方向の両方向において１．
８より小さいＭＢＲ／ｔ（最小曲げ半径／板厚）値を有
することを特徴とする銅基合金。
【請求項２５】請求項２３に記載の銅基合金におい
て、該合金が良方向および悪方向の両方向において１．
８より小さいＭＢＲ／ｔ値を有することを特徴とする銅
基合金。