(57)【要約】【課題】引張強さ７００ＭＰａ以上の高強度を保持しつつ、異方性が少なく、優れた曲げ加工性を有するＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板材およびその製造方法を提供する。【解決手段】０．７〜４質量％のＮｉと０．２〜１．０質量％のＳｉを含有し、必要に応じて、０．１〜１．２質量％のＳｎ、２．０質量％以下のＺｎおよび１．０質量％以下のＭｇの１種以上を含み、さらに必要に応じて、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｂ、Ｐ、Ｆｅ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ａｇ、Ｂｅおよびミッシュメタルからなる群から選ばれる１種以上の元素を合計３質量％以下の範囲で含み、残部がＣｕおよび不可避不純物である組成を有する銅合金板材において、板面においてＸ線回折を行ったときの｛ｈｋｌ｝回折ピークの積分強度をＩ｛ｈｋｌ｝とすると、Ｉ｛２００｝／Ｉ｛４２２｝≧１５を満たす結晶配向を有する。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
０．７〜４質量％のＮｉと０．２〜１．０質量％のＳｉを含み、残部がＣｕおよび不可避不純物である組成を有し、板面においてＸ線回折を行ったときの｛ｈｋｌ｝回折ピークの積分強度をＩ｛ｈｋｌ｝とすると、Ｉ｛２００｝／Ｉ｛４２２｝≧１５を満たす結晶配向を有することを特徴とする、銅合金板材。
【請求項２】
前記銅合金板材が、０．１〜１．２質量％のＳｎをさらに含む組成を有することを特徴とする、請求項１に記載の銅合金板材。
【請求項３】
前記銅合金板材が、２．０質量％以下のＺｎをさらに含む組成を有することを特徴とする、請求項１または２に記載の銅合金板材。
【請求項４】
前記銅合金板材が、１．０質量％以下のＭｇをさらに含む組成を有することを特徴とする、請求項１乃至３のいずれかに記載の銅合金板材。
【請求項５】
前記銅合金板材が、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｂ、Ｐ、Ｆｅ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ａｇ、Ｂｅおよびミッシュメタルからなる群から選ばれる１種以上の元素を合計３質量％以下の範囲でさらに含む組成を有することを特徴とする、請求項１乃至４のいずれかに記載の銅合金板材。
【請求項６】
前記銅合金板材が、７００ＭＰａ以上の引張強さを有することを特徴とする、請求項１乃至５のいずれかに記載の銅合金板材。
【請求項７】
前記銅合金板材が、８００ＭＰａ以上の引張強さを有し、Ｉ｛２００｝／Ｉ｛４２２｝≧５０を満たす結晶配向を有することを特徴とする、請求項６に記載の銅合金板材。
【請求項８】
０．７〜４質量％のＮｉと０．２〜１．０質量％のＳｉを含み、残部がＣｕおよび不可避不純物である組成を有する銅合金の原料を溶解して鋳造する溶解および鋳造工程と、この溶解および鋳造工程の後に９５０℃から６００℃に温度を下げながら熱間圧延を行う熱間圧延工程と、この熱間圧延工程の後に圧延率８０％以上で冷間圧延を行う第１の冷間圧延工程と、この第１の冷間圧延工程の後に加熱温度５００〜６００℃で熱処理を行う熱処理工程と、この熱処理工程の後に圧延率８０％以上で冷間圧延を行う第２の冷間圧延工程と、この第２の冷間圧延工程の後に７００〜９８０℃で溶体化処理を行う溶体化処理工程と、この溶体化処理工程の後に圧延率０〜５０％で中間冷間圧延を行う中間冷間圧延工程と、この中間冷間圧延工程の後に４００〜６００℃で時効処理を行う時効処理工程とを備え、前記溶体化処理工程の際に、前記溶体化処理前後のＸ線回折による｛４２２｝結晶面の積分強度をそれぞれＩｂ｛４２２｝およびＩａ｛４２２｝として、Ｉａ｛４２２｝／Ｉｂ｛４２２｝≦１を満たすようにすることを特徴とする、銅合金板材の製造方法。
【請求項９】
前記時効処理工程の後に圧延率５０％以下で冷間圧延を行う仕上げ圧延工程を備えたことを特徴とする、請求項８に記載の銅合金板材の製造方法。
【請求項１０】
前記仕上げ冷間圧延工程の後に１５０〜５５０℃で加熱処理を行う低温焼鈍工程を備えたことを特徴とする、請求項８または９に記載の銅合金板材の製造方法。
【請求項１１】
前記銅合金板材が、０．１〜１．２質量％のＳｎをさらに含む組成を有することを特徴とする、請求項８乃至１０のいずれかに記載の銅合金板材の製造方法。
【請求項１２】
前記銅合金板材が、２．０質量％以下のＺｎをさらに含む組成を有することを特徴とする、請求項８乃至１１のいずれかに記載の銅合金板材の製造方法。
【請求項１３】
前記銅合金板材が、１．０質量％以下のＭｇをさらに含む組成を有することを特徴とする、請求項８乃至１２のいずれかに記載の銅合金板材の製造方法。
【請求項１４】
前記銅合金板材が、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｂ、Ｐ、Ｆｅ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ａｇ、Ｂｅおよびミッシュメタルからなる群から選ばれる１種以上の元素を合計３質量％以下の範囲でさらに含む組成を有することを特徴とする、請求項８乃至１３のいずれかに記載の銅合金板材の製造方法。
【請求項１５】
請求項１乃至７のいずれかに記載の銅合金板材を材料として用いたことを特徴とする、電気電子部品。
【請求項１６】
前記電気電子部品が、コネクタ、リードフレーム、リレーまたはスイッチであることを特徴とする、請求項１５に記載の電気電子部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、銅合金板材およびその製造方法に関し、コネクタ、リードフレーム、リレー、スイッチなどの電気電子部品に使用するＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板材およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
コネクタ、リードフレーム、リレー、スイッチなどの通電部品として電気電子部品に使用される材料には、通電によるジュール熱の発生を抑制するために良好な導電性が要求されるとともに、電気電子機器の組立時や作動時に付与される応力に耐え得る高い強度が要求される。また、コネクタなどの電気電子部品は、一般にプレス打ち抜き後に曲げ加工により成形されることから、優れた曲げ加工性も要求される。
【０００３】
近年、コネクタなどの電気電子部品は、高集積化、小型化および軽量化が進む傾向にあり、それに伴って、素材である銅や銅合金の板材には、薄肉化の要求が高まっている。そのため、素材に要求される強度レベルは一層厳しくなっている。しかし、一般に銅合金板材の強度と導電性の間や強度と曲げ加工性の間には、それぞれトレードオフの関係があるので、これらを同時に満足する銅合金板材を得るのは難しいとされている。このような銅合金板材の中で、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金（所謂コルソン合金）は、強度と導電性の間の特性バランスに比較的優れた材料として注目されている。例えば、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板材は、溶体化処理、冷間圧延、時効処理、仕上げ冷間圧延および低温焼鈍を基本とする工程により、比較的高い導電率（３０〜５０％ＩＡＣＳ）を維持しながら、７００ＭＰａ以上の強度にすることができる。しかし、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板材は、高強度であるが故に、その曲げ加工性が必ずしも良好であるとは限らない。
【０００４】
また、圧延工程を経て製造される一般的な銅合金板材は、ＬＤ（圧延方向）に延びた繊維状の結晶粒を有し、さらに集合組織の異方性の影響により、ＬＤを曲げ軸とするＢａｄＷａｙ曲げと、ＴＤ（圧延方向および板厚方向に垂直な方向）を曲げ軸とするＧｏｏｄＷａｙ曲げとの間で、特性が大きく異なることが知られている。しかし、コネクタなどの電気電子部品では、板材に対してＧｏｏｄＷａｙとＢａｄＷａｙの両方の曲げ加工を施して成形されることから、この異方性が問題になっており、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板材も例外ではない。
【０００５】
Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板材において、このような曲げ加工性の問題を改善する方法として、結晶方位（集合組織）を制御することによって曲げ加工性を改善する種々の方法が提案されている。例えば、｛ｈｋｌ｝面のＸ線回折強度をＩ｛ｈｋｌ｝とすると、（Ｉ｛１１１｝＋Ｉ｛３１１｝）／Ｉ｛２２０｝≦２．０
を満たすようして、ＧｏｏｄＷａｙの曲げ加工性を改善する方法（例えば、特許文献１参照）や、（Ｉ｛１１１｝＋Ｉ｛３１１｝）／Ｉ｛２２０｝＞２．０を満たすようして、ＢａｄＷａｙの曲げ加工性を改善する方法（例えば、特許文献２参照）が提案されている。また、銅のような結晶構造が面心立方格子である材料において、再結晶集合組織の一つとして一般に知られているＣｕｂｅ方位｛００１｝＜１００＞を利用して、ＳＥＭ−ＥＢＳＰ法による測定結果においてＣｕｂｅ方位｛００１｝＜１００＞の割合が５０％以上である集合組織を有するようにして、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板材の曲げ加工性を向上させる方法が提案されている（例えば、特許文献３参照）。また、（Ｉ｛２００｝＋Ｉ｛３１１｝）／Ｉ｛２２０｝≧０．５を満たすようにして、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板材の曲げ加工性を向上させる方法も提案されている（例えば、特許文献４参照）。さらに、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板材の板表面における｛３１１｝面、｛２２０｝面および｛２００｝面からのＸ線回折強度をそれぞれＩ｛３１１｝、Ｉ｛２２０｝およびＩ｛２００｝とし、結晶粒径をＡ（μｍ）とすると、Ｉ｛３１１｝×Ａ／（Ｉ｛３１１｝＋Ｉ｛２２０｝＋Ｉ｛２００｝）＜１．５を満たすようにして、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板材の曲げ加工性を向上させる方法（例えば、特許文献５参照）や、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板材の板表面における｛４２０｝結晶面および｛２２０｝結晶面のＸ線回折強度をそれぞれＩ｛４２０｝およびＩ｛２２０｝とすると、０．１≦Ｉ｛４２０｝／Ｉ｛２２０｝≦０．５を満たすようにして、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板材の曲げ加工性を向上させる方法（例えば、特許文献６参照）も提案されている。
【０００６】
【特許文献１】特開２００６−９１０８号公報（段落番号０００７−０００９）
【特許文献２】特開２００６−１６６２９号公報（段落番号０００８−０００９）
【特許文献３】特開２００６−１５２３９２号公報（段落番号００２０−００２１）
【特許文献４】特開２０００−８０４２８号公報（段落番号０００３−０００４）
【特許文献５】特開２００６−９１３７号公報（段落番号０００７−０００８）
【特許文献６】特開２００８−３８２３１号公報（段落番号００１１−００１２）
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかし、特許文献１の方法では、ＧｏｏｄＷａｙの曲げ加工性を改善する条件として（Ｉ｛１１１｝＋Ｉ｛３１１｝）／Ｉ｛２２０｝≦２．０
を満たすようにしているのに対して、特許文献２の方法では、ＢａｄＷａｙの曲げ加工性を改善する条件として（Ｉ｛１１１｝＋Ｉ｛３１１｝）／Ｉ｛２２０｝＞２．０を満たすようにしており、ＧｏｏｄＷａｙの曲げ加工性を改善する条件とＢａｄＷａｙの曲げ加工性を改善する条件は、相反する条件になっている。
【０００８】
また、特許文献３の方法では、Ｃｕｂｅ方位を発達させるために溶体化処理前に圧延率９５％以上の強圧延を行う必要があるので、設備負荷が高く、高強度材であるが故の製造上の問題もある。
【０００９】
また、特許文献４の方法では、（Ｉ｛２００｝＋Ｉ｛３１１｝）／Ｉ｛２２０｝≧０．５を満たすようにするために、圧延集合組織である｛２２０｝を小さくする必要があるので、仕上げ圧延率を高くすることができないという問題がある。Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板材では、Ｎｉ２Ｓｉ析出物のまわりの転位を利用して高強度化しているので、仕上げ圧延率の低下は、強度の低下に直結するという問題がある。
【００１０】
また、特許文献５および６の方法では、結晶方位の制御による曲げ加工性の改善条件を、最も一般的な銅を管球としたＸ線回折装置を用いたときに測定される回折ピークの強度を組み合わせて、すなわち、回折角２θ＜１８０°で現れる｛１１１｝、｛２００｝、｛２２０｝、｛３１１｝、｛３３１｝および｛４２０｝を組み合わせて規定している。また、広角側に位置する回折ピークの強度は弱く、ランダム配向の場合でも、Ｉ｛３３１｝はＩ｛１１１｝
の１／１０以下しかないため、広角側のピークは無視され、低角側の４つのピーク｛１１１｝、｛２００｝、｛２２０｝、｛３１１｝のみで議論されることが多い。
【００１１】
したがって、溶体化処理前に強圧延を行う必要がなく、高い圧延率で仕上げ圧延を行っても、ＧｏｏｄＷａｙとＢａｄＷａｙのいずれの曲げ加工性も損なうことなく、７００ＭＰａ以上の高い引張強さを有するＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板材の開発が望まれていた。しかし、上述したように銅管球のＸ線回折により測定可能な主要回折ピークをどのように組み合わせても、このような曲げ加工性を向上させる結晶方位の制御技術を見出すことができなかった。
【００１２】
したがって、本発明は、このような従来の問題点に鑑み、引張強さ７００ＭＰａ以上の高強度を保持しつつ、異方性が少なく、優れた曲げ加工性を有するＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板材およびその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意研究した結果、０．７〜４質量％のＮｉと０．２〜１．０質量％のＳｉを含み、残部がＣｕおよび不可避不純物である組成を有する銅合金板材において、板面においてＸ線回折を行ったときの｛ｈｋｌ｝回折ピークの積分強度をＩ｛ｈｋｌ｝とすると、Ｉ｛２００｝／Ｉ｛４２２｝≧１５を満たす結晶配向を有するようにすることによって、引張強さ７００ＭＰａ以上の高強度を保持しつつ、異方性が少なく、優れた曲げ加工性を有するＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板材を製造することができることを見出し、本発明を完成するに至った。
【００１４】
すなわち、本発明による銅合金板材は、０．７〜４質量％のＮｉと０．２〜１．０質量％のＳｉを含み、残部がＣｕおよび不可避不純物である組成を有し、板面においてＸ線回折を行ったときの｛ｈｋｌ｝回折ピークの積分強度をＩ｛ｈｋｌ｝とすると、Ｉ｛２００｝／Ｉ｛４２２｝≧１５を満たす結晶配向を有することを特徴とする。
【００１５】
この銅合金板材は、０．１〜１．２質量％のＳｎ、２．０質量％以下のＺｎおよび１．０質量％以下のＭｇの１種以上をさらに含む組成を有してもよい。また、銅合金板材が、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｂ、Ｐ、Ｆｅ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ａｇ、Ｂｅおよびミッシュメタルからなる群から選ばれる１種以上の元素を合計３質量％以下の範囲でさらに含む組成を有してもよい。また、銅合金板材が、７００ＭＰａ以上の引張強さを有するのが好ましい。さらに、銅合金板材が、８００ＭＰａ以上の引張強さを有する場合には、Ｉ｛２００｝／Ｉ｛４２２｝≧５０を満たす結晶配向を有するのが好ましい。
【００１６】
本発明による銅合金板材の製造方法は、０．７〜４質量％のＮｉと０．２〜１．０質量％のＳｉを含み、残部がＣｕおよび不可避不純物である組成を有する銅合金の原料を溶解して鋳造する溶解および鋳造工程と、この溶解および鋳造工程の後に９５０℃から６００℃に温度を下げながら熱間圧延を行う熱間圧延工程と、この熱間圧延工程の後に圧延率８０％以上で冷間圧延を行う第１の冷間圧延工程と、この第１の冷間圧延工程の後に加熱温度５００〜６００℃で熱処理を行う熱処理工程と、この熱処理工程の後に圧延率８０％以上で冷間圧延を行う第２の冷間圧延工程と、この第２の冷間圧延工程の後に７００〜９８０℃で溶体化処理を行う溶体化処理工程と、この溶体化処理工程の後に圧延率０〜５０％で中間冷間圧延を行う中間冷間圧延工程と、この中間冷間圧延工程の後に４００〜６００℃で時効処理を行う時効処理工程とを備え、溶体化処理工程の際に、溶体化処理前後のＸ線回折による｛４２２｝結晶面の積分強度をそれぞれＩｂ｛４２２｝およびＩａ｛４２２｝として、Ｉａ｛４２２｝／Ｉｂ｛４２２｝≦１を満たすようにすることを特徴とする。
【００１７】
この銅合金板材の製造方法は、時効処理工程の後に圧延率５０％以下で冷間圧延を行う仕上げ圧延工程を備えているのが好ましく、仕上げ冷間圧延工程の後に１５０〜５５０℃で加熱処理を行う低温焼鈍工程を備えているのが好ましい。
【００１８】
また、上記の銅合金板材の製造方法において、銅合金板材が、０．１〜１．２質量％のＳｎ、２．０質量％以下のＺｎおよび１．０質量％以下のＭｇの１種以上をさらに含む組成を有してもよい。また、銅合金板材が、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｂ、Ｐ、Ｆｅ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ａｇ、Ｂｅおよびミッシュメタルからなる群から選ばれる１種以上の元素を合計３質量％以下の範囲でさらに含む組成を有してもよい。
【００１９】
さらに、本発明による電気電子部品は、上記の銅合金板材を材料として用いたことを特徴とする。この電気電子部品が、コネクタ、リードフレーム、リレーまたはスイッチであるのが好ましい。
【発明の効果】
【００２０】
本発明によれば、引張強さ７００ＭＰａ以上の高強度を保持しつつ、異方性が少なく、優れた曲げ加工性を有し、特に、ＧｏｏｄＷａｙとＢａｄＷａｙのいずれの曲げ加工性も優れたＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板材を製造することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２１】
本発明による銅合金板材の実施の形態は、０．７〜４質量％のＮｉと、０．２〜１．０質量％のＳｉを含み、必要に応じて、０．１〜１．２質量％のＳｎと２．０質量％以下のＺｎと１．０質量％以下のＭｇの１種以上を含み、さらに必要に応じて、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｂ、Ｐ、Ｆｅ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ａｇ、Ｂｅおよびミッシュメタルからなる群から選ばれる１種以上の元素を合計３質量％以下の範囲で含み、残部がＣｕおよび不可避不純物である組成を有する銅合金板材において、板面（板の厚さ方向に垂直な面（圧延面））においてＸ線回折を行ったときの｛ｈｋｌ｝回折ピークの積分強度をＩ｛ｈｋｌ｝とすると、Ｉ｛２００｝／Ｉ｛４２２｝≧１５を満たす結晶配向を有し、７００ＭＰａ以上の引張強さを有する。なお、この銅合金板材の引張強さが８００ＭＰａ以上の場合には、より良好な曲げ加工性が必要になるため、Ｉ｛２００｝／Ｉ｛４２２｝≧５０を満たす結晶配向を有するのが好ましい。以下、この銅合金板材およびその製造方法について詳細に説明する。
【００２２】
上述したように、銅管球のＸ線回折により測定可能な主要回折ピークをどのように組み合わせても、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板材のＧｏｏｄＷａｙとＢａｄＷａｙの両方の曲げ加工性を向上させる結晶方位の制御技術を見出すことができなかった。そのため、本発明者らは、Ｘ線源として最も一般的な銅管球と比べてＸ線波長が半分以下になるモリブデン管球を使用して、格子面間隔がより短い結晶方位について分析を行った。
【００２３】
その結果、本発明者らは、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金は、溶体化処理によって｛４２２｝結晶面が圧延面に残存する再結晶集合組織を有する場合があり、下工程の時効処理や圧延によって、その体積分率が大きく変化しないことを見出した。この方位の曲げ加工性を単結晶のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板材を用いて調査したところ、ＧｏｏｄＷａｙとＢａｄＷａｙのいずれの曲げ加工性も、他の｛１１１｝、｛２００｝、｛２２０｝、｛３１１｝、｛３３１｝、｛４２０｝の曲げ加工性に比べて極めて悪いことがわかった。そのため、｛４２２｝結晶面が発達したＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板材では、この方位を有する結晶が割れの起点になるので、｛４２２｝結晶面の体積分率が１０％〜２０％しかない場合でも、容易に深い割れが発達することもわかった。さらに、溶体化処理前の熱処理によって、溶体化処理時に｛４２２｝結晶面が残存する割合を低減することができることもわかった。また、この熱処理では、溶体化処理前に強圧延を施すことなく、｛２００｝結晶面を主方位成分の１つとする再結晶集合組織を得ることができ、３０〜４０％の高い圧延率の仕上げ圧延後においても、｛２００｝結晶面を主方位成分とする結晶粒が特定の割合で残存し、｛４２２｝結晶面の割合が低い状態を維持することができることもわかった。また、｛２００｝結晶面を主方位成分とする結晶粒は、＜０１０＞がＬＤに向くとＴＤは＜００１＞になるため、この結晶粒の存在によって異方性の少ない曲げ加工性を得ることができることを、単結晶のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板材の曲げ試験によって確認した。このように、｛２００｝結晶面を主方位成分とする再結晶集合組織を特定の割合で残存させ、｛４２２｝結晶面の発達を妨げることによって、異方性が少なく、優れた曲げ加工性を有する高強度のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板材を製造することができることがわかった。
【００２４】
一般に、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板材の板表面（圧延面）からのＸ線回折パターンは、｛１１１｝、｛２００｝、｛２２０｝、｛３１１｝の４つの結晶面の回折ピークで構成されている。冷間圧延における圧延率の増大に伴って、｛２２０｝面のＸ線回折強度が相対的に増大し、｛２００｝面と｛３１１｝面のＸ線回折強度が減少し、通常｛１１１｝面のＸ線回折強度が若干増加する傾向にある。他の結晶面からのＸ線回折は、広角側の回折であるため、その強度は小さく、ランダムな配向状態においてＩ｛４２２｝：Ｉ｛２００｝＝１：９、すなわち、Ｉ｛２００｝／
Ｉ｛４２２｝＝９である。しかし、通常の組成を有するＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板材を通常の製造工程により得た場合、Ｉ｛２００｝／ Ｉ｛４２２｝＝２〜５と低く、曲げ加工時に割れの起点になる｛４２２｝面の存在割合が高いことがわかる。
【００２５】
本発明による銅合金板材の実施の形態では、Ｉ｛２００｝／Ｉ｛４２２｝≧１５を満たすように、｛２００｝面を主方位成分の１つとし、｛４２２｝面の体積分率を低減させた圧延集合組織を実現し、これによってＧｏｏｄＷａｙとＢａｄＷａｙのいずれの曲げ加工性も顕著に改善させている。この曲げ加工性を向上させるメカニズムは、単純化した系では、以下のように考えられる。銅のようなＬＤに｛４２２｝＜１１１＞をとる圧延集合組織の材料について、すべり系の活性度の指標であるシュミット因子を用いて評価すると、０．２７と低指数方向の中でもほぼ下限値をとり、また、１２通りの「すべり面、すべり方向」の組み合わせのうち６つの場合には、ＬＤと直交するため、変形に寄与しない。また、この銅合金板材のＴＤは｛４２２｝＜０１１＞になり、シュミット因子は０．４１であるものの、１２通りの「すべり面、すべり方向」の組み合わせのうち８つの場合には、ＴＤと直交し、変形に寄与しない。このような｛４２２｝結晶面が圧延面にある結晶粒は、ＬＤおよびＴＤのいずれも、外力によりせん断帯を発生し易く、割れへと進展し易い。この結晶粒の割合を低減させることにより、割れの起点が発生する確率を減らすことが可能である。｛４２２｝＜０１１＞と同様なすべり特性を有する方位として、｛１１１｝＜０１１＞：ＬＤが存在し、やはり曲げ特性は、他の低指数方位に比べると｛４２２｝結晶面に次いで悪いことがわかった。しかし、｛１１１｝結晶面の体積分率は、製造工程にほとんど依存せず、５％未満であったので、特性の向上の因子から省いた。
【００２６】
これに対して、｛２００｝結晶面は、ＬＤ：＜０１０＞とＴＤ：＜００１＞のいずれもすべりに寄与し得るすべり面とすべり方向の組み合わせは、１２通り中８通りで、その全てのシュミット因子は０．４１である。さらに、｛２００｝結晶面上のすべり線は、曲げ軸に対して４５°および１３５°と対称性を良好にすることができるため、せん断帯を形成することなく曲げ変形が可能であることがわかった。
【００２７】
このような圧延集合組織を得るためには、まず、特定の組成範囲に調整された合金を用いて、適切に析出物が存在している状態において８０％以上の圧延率で冷間圧延した後に溶体化処理を行う必要がある。加工時の析出物の存在は、歪エネルギーと積層欠陥エネルギーを効率よく高めることができるとともに、母相中の固溶元素を減らすことによって純銅型の再結晶集合組織を得ることができるからである。この状態における溶体化処理により、圧延集合組織｛２２０｝や｛４２２｝の消失と、再結晶集合組織｛２００｝の成長とが同時に起こる。なお、不適切な歪エネルギー状態で溶体化処理を行うと、｛４２２｝が残存して曲げ特性を劣化させるので、溶体化処理を行う前に、溶体化処理前後のＸ線回折による｛４２２｝結晶面の積分強度をそれぞれＩｂ｛４２２｝およびＩａ｛４２２｝として、Ｉａ｛４２２｝／Ｉｂ｛４２２｝≦１を満たすように溶体化処理を行うことができるようにしておく必要がある。この溶体化処理後に冷間圧延を行うと、次第に｛２２０｝結晶面を主方位成分とする圧延集合組織が発達していく。このとき、上記の３種類の集合組織の中間的な結晶配向に制御することによって、Ｉ｛２００｝／Ｉ｛４２２｝≧１５を満たすようになり、高強度化と異方性の小さな優れた曲げ加工性が一挙に達成される。この結晶配向の制御は、組成の調整と、Ｉａ｛４２２｝／Ｉｂ｛４２２｝≦１を満たすような歪エネルギーと積層欠陥エネルギーの蓄積に依存した再結晶化の進み具合によって可能になる。また、｛４２２｝結晶面の体積分率を低減させることにより、Ｃｕｂｅ方位を必要以上に高めなくても、異方性の小さな優れた曲げ加工性が達成することができるため、９５％以上の強圧延や、２０％以下の仕上げ圧延といった制限が大きく緩和される。
【００２８】
［合金組成］
本発明による銅合金板材の実施の形態は、ＣｕとＮｉとＳｉを含むＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金からなり、必要に応じて、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉの３元系基本成分にＳｎ、Ｚｎ、Ｍｇ、その他の元素を含有させてもよい。
【００２９】
ＮｉおよびＳｉは、Ｎｉ−Ｓｉ系析出物を形成して、銅合金板材の強度と導電性と熱伝導度を向上させる効果を有する。Ｎｉ含有量が０．７質量％未満の場合やＳｉ含有量が０．２質量％未満の場合には、この効果を十分に発揮させるのは困難である。そのため、Ｎｉ含有量は、０．７質量％以上にするのが好ましく、１．２質量％以上にするのがさらに好ましく、１．５質量％以上にするのがさらに好ましい。また、Ｓｉ含有量は、０．２質量％以上にするのが好ましく、０．３質量％以上にするのがさらに好ましく、０．３５質量％以上にするのが最も好ましい。一方、Ｎｉ含有量やＳｉ含有量が高過ぎると、粗大な析出物が生成し易く、曲げ加工時の割れの原因になるので、ＧｏｏｄＷａｙとＢａｄＷａｙのいずれの曲げ加工性も低下し易い。そのため、Ｎｉ含有量は、４質量％以下にするのが好ましく、３．５質量％以下にするのがさらに好ましく、２．０質量％未満にするのが最も好ましい。また、Ｓｉ含有量は、１．０質量％以下にするのが好ましく、０．７質量％以下にするのがさらに好ましく、０．５質量％未満にするのが最も好ましい。
【００３０】
ＮｉとＳｉによって形成されるＮｉ−Ｓｉ系析出物は、Ｎｉ２Ｓｉを主体とする金属間化合物であると考えられる。但し、合金中のＮｉおよびＳｉは、時効処理によって全てが析出物になるとは限らず、ある程度はＣｕマトリックス中に固溶した状態で存在する。固溶状態のＮｉおよびＳｉは、銅合金板材の強度を若干向上させるが、析出状態と比べてその効果は小さく、また、導電率を低下させる要因になる。そのため、ＮｉとＳｉの含有量の比は、できるだけ析出物Ｎｉ２Ｓｉの組成比に近づけるのが好ましい。したがって、Ｎｉ／Ｓｉ質量比を３．５〜６．０に調整するのが好ましく、３．５〜５．０に調整するのがさらに好ましい。
【００３１】
Ｓｎは、銅合金板材の固溶強化作用を有する。この作用を十分に発揮させるためには、Ｓｎ含有量が０．１質量％以上であるのが好ましく、０．２質量％以上であるのがさらに好ましい。一方、Ｓｎ含有量が１．２質量％を超えると、導電率が著しく低下してしまうので、Ｓｎ含有量が１．２質量％以下であるのが好ましく、０．７質量％以下であるのがさらに好ましい。
【００３２】
Ｚｎは、銅合金板材のはんだ付け性および強度を向上させるとともに、鋳造性を改善する効果を有する。また、Ｚｎを添加することによって安価な黄銅スクラップを使用することができるという利点がある。この効果を十分に発揮させるためには、Ｚｎ含有量を０．１質量％以上にするのが好ましく、０．３質量％以上にするのがさらに好ましい。しかし、Ｚｎ含有量が２．０質量％を超えると、導電性や耐応力腐食割れ性が低下し易くなるので、Ｚｎを添加する場合には、Ｚｎ含有量を２．０質量％以下にするのが好ましく、１．０質量％以下にするのがさらに好ましい。
【００３３】
Ｍｇは、Ｎｉ−Ｓｉ系析出物の粗大化を防止する作用を有するとともに、耐応力緩和性を向上させる作用を有する。これらの作用を十分に発揮させるためには、Ｍｇ含有量を０．０１質量％以上にするのが好ましい。しかし、Ｍｇ含有量が１．０質量％を超えると、鋳造性や熱間加工性が著しく低下し易くなるので、Ｍｇを添加する場合には、Ｍｇ含有量を１．０質量％以下にするのが好ましい。
【００３４】
必要に応じて銅合金板材に添加するその他の元素として、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｂ、Ｐ、Ｆｅ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ａｇ、Ｂｅ、ミッシュメタルなどがある。例えば、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｂ、Ｐ、Ｆｅ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｂｅは、合金強度をさらに高めるとともに、応力緩和を小さくする作用を有する。また、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｎは、不可避的不純物として存在するＳやＰｂなどと高融点化合物を形成し易く、Ｂ、Ｐ、Ｚｒ、Ｔｉは、鋳造組織の微細化効果を有し、熱間加工性を向上させる効果を有する。また、Ａｇは、導電率をそれ程低下させずに固溶強化の効果を有する。さらに、ミッシュメタルは、Ｃｅ、Ｌａ、Ｄｙ、Ｎｄ、Ｙなどを含む希土類元素の混合物であり、結晶粒の微細化効果や、析出物の分散化効果を有する。
【００３５】
なお、銅合金板材がＣｏ、Ｃｒ、Ｂ、Ｐ、Ｆｅ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ａｇ、Ｂｅおよびミッシュメタルからなる群から選ばれる１種以上を含有する場合には、各元素を添加した効果を十分に得るために、これらの総量が０．０１質量％以上であるのが好ましい。しかし、総量が３質量％を超えると、熱間加工性または冷間加工性に悪い影響を与え、コスト的にも不利になる。したがって、これらの元素の総量は、３質量％以下であるのが好ましく、２質量％以下であるのがさらに好ましい。
【００３６】
［結晶方位］
Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金は、溶体化処理で得られるような｛２００｝結晶面を主方位成分とする集合組織が強く、｛４２２｝結晶面の割合が少ないほど曲げ加工性が向上する。但し、高強度化を図るためには、仕上げ冷間圧延が不可欠である。この仕上げ冷間圧延における圧延率が増大すると、｛２２０｝結晶面を主方位成分とする圧延集合組織が発達して、｛２００｝結晶面による曲げ加工性の改善が損なわれる。さらに、｛４２２｝結晶面は、少量でも曲げ加工性の低下に寄与するので、｛２２０｝結晶面の発達によりその性質が損なわれることはない。そのため、溶体化処理後に｛４２２｝結晶面の体積分率を低く留めることによって、銅合金板材の強度と曲げ加工性を高いレベルで維持することが必要になる。
【００３７】
本発明者らは、種々の検討の結果、その中間的な組織状態は、銅合金板材の板面においてＸ線回折を行ったときの｛ｈｋｌ｝回折ピークの積分強度をＩ｛ｈｋｌ｝とすると、Ｉ｛２００｝／Ｉ｛４２２｝≧１５を満たす結晶配向を有することを見出した。
【００３８】
Ｉ｛２００｝／Ｉ｛４２２｝が小さ過ぎる場合は、｛４２２｝結晶面を主方位成分とする再結晶集合組織が有する性質が相対的に優勢であり、曲げ加工性が極端に悪くなる。一方、Ｉ｛２００｝／Ｉ｛４２２｝が大きいと、曲げ加工性は、ＬＤとＴＤのいずれの方向についても同時に顕著に改善される。また、Ｃｏなどの添加によって合金強度を高めて引張強さが８００ＭＰａ以上になる場合には、さらに曲げ加工性を向上させる必要があるため、Ｉ｛２００｝／Ｉ｛４２２｝≧５０を満たすのが好ましい。
【００３９】
また、最終溶体化処理前後のＸ線回折による｛４２２｝結晶面の積分強度をそれぞれＩｂ｛４２２｝およびＩａ｛４２２｝とすると、Ｉａ｛４２２｝／Ｉｂ｛４２２｝≦１を満たすのが好ましい。この式は、溶体化処理により｛４２２｝結晶面の回折強度が低下することを意味し、溶体化処理前の歪エネルギーと溶体化処理条件が適切な場合のみに起こる現象である。
【００４０】
［特性］
コネクタなどの電気電子部品を小型化および薄肉化するためには、素材である銅合金板材の引張強さを６５０ＭＰａ以上にするのが好ましく、７００ＭＰａ以上にするのがさらに好ましい。また、時効硬化を利用して高強度化するため、この銅合金板材は、時効処理された金属組織を有している。曲げ加工性は、ＧｏｏｄＷａｙおよびＢａｄＷａｙのいずれも、９０°Ｗ曲げ試験における最小曲げ半径Ｒと板厚ｔの比Ｒ／ｔが１．０以下であるのが好ましく、０．５以下であるのがさらに好ましい。
【００４１】
［製造方法］
上述したような銅合金板材は、本発明による銅合金板材の製造方法の実施の形態によって製造することができる。本発明による銅合金板材の製造方法の実施の形態は、上述した組成を有する銅合金の原料を溶解して鋳造する溶解・鋳造工程と、この溶解・鋳造工程の後に、９５０℃から６００℃に温度を下げながら熱間圧延を行う熱間圧延工程と、この熱間圧延工程の後に、圧延率８０％以上で冷間圧延を行う第１の冷間圧延工程と、この第１の冷間圧延工程の後に、加熱温度５００〜６００℃で析出を目的とした熱処理を行う熱処理工程と、この熱処理工程の後に、圧延率８０％以上で冷間圧延を行う第２の冷間圧延工程と、この第２の冷間圧延工程の後に、加熱温度７００〜９８０℃で溶体化処理を行う溶体化処理工程と、この溶体化処理工程の後に、圧延率０〜５０％で中間冷間圧延を行う中間冷間圧延工程（「圧延率０％」は中間冷間圧延を行わない場合を意味する。）と、この中間冷間圧延工程の後に、４００〜６００℃で時効処理を行う時効処理工程と、この時効処理工程の後に、圧延率５０％以下で冷間圧延を順次施す仕上げ冷間圧延工程とを備え、溶体化処理工程の際に、最終溶体化処理前後のＸ線回折による｛４２２｝結晶面の積分強度をそれぞれＩｂ｛４２２｝およびＩａ｛４２２｝として、Ｉａ｛４２２｝／Ｉｂ｛４２２｝≦１を満たすようにする。なお、仕上げ冷間圧延工程の後に、さらに１５０〜５５０℃で加熱処理（低温焼鈍）を施すのが好ましい。また、熱間圧延後には、必要に応じて面削を行い、熱処理後には、必要に応じて酸洗、研磨、脱脂を行ってもよい。以下、これらの工程について詳細に説明する。
【００４２】
（溶解・鋳造工程）
一般的な銅合金の溶製方法と同様の方法により、銅合金の原料を溶解した後、連続鋳造や半連続鋳造などにより鋳片を製造する。
【００４３】
（熱間圧延工程）
鋳片の熱間圧延は、９５０℃から６００℃に温度を下げながら数パスに分けて行う。トータルの圧延率は、概ね８０〜９５％にすればよい。熱間圧延終了後には、水冷などにより急冷するのが好ましい。また、熱間加工後には、必要に応じて面削や酸洗を行ってもよい。
【００４４】
（第１の冷間圧延工程）
この冷間圧延工程では、圧延率を８０％以上にする必要があり、８５％以上にするのがさらに好ましい。このような圧延率で加工された材料に対して、次工程で熱処理を施すことにより、析出物の量を増加させることができる。
【００４５】
（熱処理工程）
次に、析出を目的とした熱処理を行う。析出が不十分であると、次工程の第２の冷間圧延工程において歪エネルギーおよび積層欠陥エネルギーの導入も不十分になる。具体的には、５００〜６００℃の温度で行うのが好ましい。熱処理時間は、概ね１〜１０時間程度で良好な結果が得られる。この熱処理により、ビッカース硬さが６０％程度に軟化するため、次工程における圧延負荷が軽減される効果もある。
【００４６】
（第２の冷間圧延工程）
続いて、２度目の冷間圧延を行う。この冷間圧延では、圧延率を８０％以上にする必要があり、８５％以上にするのがさらに好ましい。この冷間圧延工程では、前工程の析出物の存在により、効率よく歪エネルギーおよび積層欠陥エネルギーを導入することができる。これらのエネルギーが不足すると、溶体化処理時に｛４２２｝結晶面を主方位成分とする集合組織が残存し易くなるとともに、｛２００｝結晶面を主方位成分とする再結晶集合組織の形成が不十分になる。すなわち、再結晶集合組織は、再結晶前の析出物の分散状態と量や、冷間圧延における圧延率に依存する。なお、この冷間圧延における圧延率の上限は、ミルパワーなどにより必然的に制約されるので、特に規定する必要はないが、前工程により軟化しているため、さらに強圧延を施すことも可能である。
【００４７】
（溶体化処理工程）
溶体化処理は、溶質元素のマトリックス中への再固溶と、再結晶化という２つの目的を兼ねる熱処理である。上述した熱処理と冷間圧延を行うことによって適切な歪エネルギーが導入された材料を対象にし、Ｉａ｛４２２｝／Ｉｂ｛４２２｝≦１を満たすように溶体化処理を行うことによって、溶体化処理後には｛４２２｝結晶面を主方位成分とする結晶の割合が減少し、｛２００｝結晶面を優先方位とする再結晶集合組織が得られる。
【００４８】
この溶体化処理は、再結晶粒径が５〜６０μｍになるように温度と時間を調整して行うのが好ましく、５〜３０μｍになるように調整するのがさらに好ましい。再結晶粒径が微細になり過ぎると、再結晶集合組織が弱くなることにより、仕上げ圧延時に圧延集合組織が優勢になり易く、曲げ加工性を改善し難くなる。但し、溶体化処理温度を過度に高めないことが重要である。具体的には、７００〜９８０℃、好ましくは７００〜９００℃で、１０秒〜１０分間の加熱処理を行うのが好ましい。溶体化処理温度が高過ぎると、｛４２２｝結晶面を主方位成分とする結晶が残存し易くなる傾向があり、また、結晶粒径が粗大化し易く、曲げ加工性の低下を招き易い。一方、溶体化処理温度が低過ぎると、再結晶が不完全で溶質元素の固溶も不十分になり、最終的に曲げ加工性の優れた高強度の銅合金板材を得るのが困難になる。上述したように、ＮｉおよびＳｉの含有量の上限が定められているので、７８０℃以下の低めの溶体化処理温度でＮｉ２Ｓｉ相を十分に消失させることができる。但し、高強度化を目的としてＣｏなどを添加した場合、再結晶粒の成長が抑制されるため、８００〜９００℃の温度が必要になる。
【００４９】
（中間冷間圧延工程）
続いて、０〜５０％の圧延率で冷間圧延を行う。この段階における冷間圧延は、次工程の時効処理中の析出を促進する効果があり、必要な導電率や硬さなどの特性を引き出すための時効時間を短くすることができる。この冷間圧延によって、｛２２０｝結晶面を主方位成分とする集合組織が発達していくが、５０％以下の圧延率では、｛２００｝結晶面が板面に平行な結晶粒もまだ十分に残存している。特に、この冷間圧延における圧延率は、時効処理後に行う仕上げ冷間圧における圧延率と適切に組合せることにより、最終的な高強度化と曲げ加工性の改善に寄与する。この段階の冷間圧延は、圧延率５０％以下で行う必要があり、圧延率０〜３５％にするのがさらに好ましい。この圧延率が高過ぎると、次の時効処理工程で析出が不均一に発生して過時効になり易く、また、Ｉ｛２００｝／Ｉ｛４２２｝≧１５を満たすような理想的な結晶配向を得難くなる。
【００５０】
なお、この圧延率がゼロである場合は、溶体化処理後に中間冷間圧延を行わず、直接時効処理に供することを意味する。また、生産性を向上させるために、この段階における冷間圧延工程を省略してもよい。
【００５１】
（時効処理工程）
続いて、時効処理を行う。この時効処理では、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板材の導電性と強度の向上に有効な条件の中で、あまり温度を上げ過ぎないようにする。時効処理温度が高くなり過ぎると、溶体化処理によって発達した｛２００｝結晶面を優先方位とする結晶配向が弱められ、｛４２２｝結晶面の特性が強く出るため、結果的に十分な曲げ加工性の改善の効果が得られない場合がある。具体的には、４００〜５００℃の温度で行うのが好ましい。時効処理時間は、概ね１〜１０時間程度で良好な結果が得られる。
【００５２】
（仕上げ冷間圧延工程）
この仕上げ冷間圧延では、強度レベルの向上を図るとともに、｛２２０｝結晶面を主方位成分とする圧延集合組織を発達させていく。仕上げ冷間圧延の圧延率が低過ぎると、強度を高める効果を十分に得ることができない。一方、仕上げ冷間圧延の圧延率が高過ぎると、｛２２０｝結晶面を主方位成分とする圧延集合組織が相対的に優勢になり過ぎ、強度と曲げ加工性の両方が良好な中間的な結晶配向を実現することができない。
【００５３】
この仕上げ冷間圧延の圧延率は、１０％以上にする必要がある。但し、仕上げ冷間圧延の圧延率の上限については、時効処理前に行った中間冷間圧延の寄与分を考慮しなければならない。本発明者らの詳細な研究の結果、その上限は、上述した中間冷間圧延の圧延率との合計で溶体化処理から最終工程まで板厚の減少率が５０％を超えないように設定する必要があることがわかった。すなわち、中間冷間圧延の圧延率（％）をε１、仕上げ冷間圧延の圧延率（％）をε２とすると、１０≦ε２≦（５０−ε１）／（１００−ε１）×１００を満たすように仕上げ冷間圧延を行う。
【００５４】
最終的な板厚としては、概ね０．０５〜１．０ｍｍにするのが好ましく、０．０８〜０．５ｍｍにするのがさらに好ましい。
【００５５】
（加熱処理（低温焼鈍）工程）
仕上げ冷間圧延工程の後には、板条材の残留応力の低減、ばね限界値と耐応力緩和特性の向上を目的として、低温焼鈍を施してもよい。加熱温度は、１５０〜５５０℃になるように設定するのが好ましい。これにより板材内部の残留応力が低減され、強度の低下をほとんど伴わずに曲げ加工性を向上させることができる。また、導電率を向上させる効果もある。この加熱温度が高過ぎると、短時間で軟化し、バッチ式でも連続式でも特性のバラツキが生じ易くなる。一方、加熱温度が低過ぎると、上述した特性を改善する効果が十分に得られない。加熱時間は、５秒以上にするのが好ましく、通常１時間以内で良好な結果が得られる。
【実施例】
【００５６】
以下、本発明による銅合金板材およびその製造方法の実施例について詳細に説明する。
【００５７】
［実施例１〜１４］
１．６５質量％のＮｉと０．４０質量％のＳｉを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例１）、１．６４質量％のＮｉと０．３９質量％のＳｉと０．５４質量％のＳｎと０．４４質量％のＺｎを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例２）、１．５９質量％のＮｉと０．３７質量％のＳｉと０．４８質量％のＳｎと０．１８質量％のＺｎと０．２５質量％のＦｅを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例３）、１．５２質量％のＮｉと０．６１質量％のＳｉと１．１質量％のＣｏを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例４）、０．７７質量％のＮｉと０．２０質量％のＳｉを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例５）、３．４８質量％のＮｉと０．７０質量％のＳｉを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例６）、２．５０質量％のＮｉと０．４９質量％のＳｉと０．１９質量％のＭｇを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例７）、２．６４質量％のＮｉと０．６３質量％のＳｉと０．１３質量％のＣｒと０．１０質量％のＰを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例８）、２．４４質量％のＮｉと０．４６質量％のＳｉと０．１１質量％のＳｎと０．１２質量％のＴｉと０．００７質量％のＢを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例９）、１．３１質量％のＮｉと０．３６質量％のＳｉと０．１２質量％のＺｒと０．０７質量％のＭｎを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例１０）、１．６４質量％のＮｉと０．３９質量％のＳｉと０．５４質量％のＳｎと０．４４質量％のＺｎを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例１１）、１．６５質量％のＮｉと０．４０質量％のＳｉと０．５７質量％のＳｎと０．５２質量％のＺｎを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例１２）、３．９８質量％のＮｉと０．９８質量％のＳｉと０．１０質量％のＡｇと０．１１質量％のＢｅを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例１３）、３．９６質量％のＮｉと０．９２質量％のＳｉと０．２１質量％のミッシュメタルを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例１４）をそれぞれ溶製し、縦型連続鋳造機を用いて鋳造して鋳片を得た。
【００５８】
それぞれの鋳片を９５０℃に加熱し、９５０℃から６００℃まで温度を下げながら熱間圧延を行って厚さ１０ｍｍの板材にした後、水冷によって急冷し、その後、表層の酸化層を機械研磨により除去（面削）した。
【００５９】
次いで、それぞれ圧延率８６％（実施例１、５〜１４）、８０％（実施例２、３）、８２％（実施例４）で第１の冷間圧延を行った後、それぞれ５２０℃で６時間（実施例１、２、５〜１４）、５４０℃で６時間（実施例３）、５５０℃で８時間（実施例４）熱処理を行い、その後、それぞれ圧延率８６％（実施例１、５〜１４）、９０％（実施例２、３）、８９％（実施例４）で第２の冷間圧延を行った。
【００６０】
次いで、圧延板の表面における（ＪＩＳ
Ｈ０５０１の切断法による）平均結晶粒径が５μｍより大きく且つ３０μｍ以下になるように、合金の組成に応じて７００〜９００℃の範囲内で調整した温度で１０秒〜１０分間保持して溶体化処理を行った。この溶体化処理における保持温度と保持時間は、それぞれの実施例の合金の組成に応じて最適な温度と時間を予備実験により求め、実施例１では７５０℃で１０分間、実施例２では７２５℃で１０分間、実施例３では７７５℃で１０分間、実施例４では９００℃で１０分間、実施例５では７００℃で７分間、実施例６および１３〜１４では８５０℃で１０分間、実施例７〜９では８００℃で１０分間、実施例１０では７００℃で１０分間、実施例１１〜１２では７２５℃で１０分間であった。なお、この溶体化処理前後で、それぞれＩａ｛４２２｝／Ｉｂ｛４２２｝が０．８９（実施例１、９）、０．９２（実施例２、６）、０．９５（実施例３）、０．９１（実施例４、８、１４）、０．９８（実施例５）、０．９０（実施例７）、０．９６（実施例１０）、０．８８（実施例１１、１２）、０．９３（実施例１３）になっており、いずれの実施例においてもＩａ｛４２２｝／Ｉｂ｛４２２｝≦１を満たしていた。
【００６１】
次いで、実施例１２では、圧延率１２％で中間冷間圧延を行った。なお、他の実施例では、この中間冷間圧延を行わなかった。
【００６２】
次いで、４５０℃で時効処理を行った。時効処理時間は、合金組成に応じて４５０℃の時効で硬さがピークになる時間に調整した。なお、この時効処理時間については、それぞれの実施例の合金の組成に応じて最適な時効処理時間を予備実験により求め、実施例１〜３および１０〜１２では５時間、実施例４、６〜９および１３〜１４では７時間、実施例５では４時間であった。
【００６３】
次いで、それぞれ圧延率２９％（実施例１〜１０、１３〜１４）、圧延率４０％（実施例１１）、圧延率１７％（実施例１２）で仕上げ冷間圧延を行って、実施例１〜１２の銅合金板材を得た。なお、必要に応じて途中で面削を行い、銅合金板材の板厚を０．１５ｍｍ（実施例１〜１０、１２〜１４）または０．１２５ｍｍ（実施例１１）に揃えた。
【００６４】
次に、これらの実施例で得られた銅合金板材から試料を採取し、Ｘ線回折強度、導電率、引張強さ、曲げ加工性を以下のように調べた。
【００６５】
Ｘ線回折強度（Ｘ線回折積分強度）の測定は、Ｘ線回折装置（ＸＲＤ）を用いて、Ｍｏ−Ｋα１およびＫα２線、管電圧４０ｋＶ、管電流３０ｍＡの条件で、試料の板面（圧延面）について｛４２２｝面の回折ピークの積分強度Ｉ｛４２２｝と｛２００｝面の回折ピークの積分強度Ｉ｛２００｝を測定した。なお、試料の圧延面に明らかな酸化が認められた場合に、酸洗または＃１５００耐水ペーパーで研磨仕上げした試料を使用した。その結果、Ｘ線回折強度比Ｉ｛２００｝／Ｉ｛４２２｝は、それぞれ３７（実施例１）、２０（実施例２）、１６（実施例３）、５２（実施例４）、１６（実施例５）、５０（実施例６）、２５（実施例７）、２７（実施例８）、２４（実施例９）、１８（実施例１０）、１９（実施例１１）、３８（実施例１２）、５６（実施例１３）、５５（実施例１４）であり、いずれもＩ｛２００｝／Ｉ｛４２２｝≧１５を満たす結晶配向を有していた。
【００６６】
銅合金板材の導電率は、ＪＩＳ  Ｈ０５０５の導電率測定方法に従って測定した。その結果、導電率は、それぞれ４３．１％ＩＡＣＳ（実施例１）、４０．０％ＩＡＣＳ（実施例２）、３９．４％ＩＡＣＳ（実施例３）、５４．７％ＩＡＣＳ（実施例４）、５２．２％ＩＡＣＳ（実施例５）、４３．２％ＩＡＣＳ（実施例６）、４５．１％ＩＡＣＳ（実施例７）、４３．９％ＩＡＣＳ（実施例８）、４１．９％ＩＡＣＳ（実施例９）、５５．１％ＩＡＣＳ（実施例１０）、４３．０％ＩＡＣＳ（実施例１１）、４４．０％ＩＡＣＳ（実施例１２）、４２．７％ＩＡＣＳ（実施例１３）、４０．１％ＩＡＣＳ（実施例１４）であった。
【００６７】
銅合金板材の引張強さとして、銅合金板材のＬＤ（圧延方向）の引張試験用の試験片（ＪＩＳ  Ｚ２２４１の５号試験片）をそれぞれ３個ずつ採取し、ＪＩＳ  Ｚ２２４１に準拠した引張試験を行い、平均値によって引張強さを求めた。その結果、引張強さは、それぞれ７２２ＭＰａ（実施例１）、７２０ＭＰａ（実施例２）、７０１ＭＰａ（実施例３）、８２０ＭＰａ（実施例４）、７０２ＭＰａ（実施例５）、８５１ＭＰａ（実施例６）、７２８ＭＰａ（実施例７）、７６５ＭＰａ（実施例８）、７６２ＭＰａ（実施例９）、７１４ＭＰａ（実施例１０）、７３０ＭＰａ（実施例１１）、７１５ＭＰａ（実施例１２）、８５２ＭＰａ（実施例１３）、８５６ＭＰａ（実施例１４）であり、いずれも引張強さ７００ＭＰａ以上という高強度の銅合金板材であった。
【００６８】
銅合金板材の曲げ加工性を評価するために、銅合金板材から長手方向がＬＤ（圧延方向）の曲げ試験片（幅１０ｍｍ）とＴＤ（圧延方向および板厚方向に対して垂直な方向）の曲げ試験片（幅１０ｍｍ）をそれぞれ３個ずつ採取し、それぞれの試験片について、ＪＩＳ  Ｈ３１１０に準拠した９０°Ｗ曲げ試験を行った。この試験後の試験片について、曲げ加工部の表面および断面を光学顕微鏡によって１００倍の倍率で観察して、割れが発生しない最小曲げ半径Ｒを求め、この最小曲げ半径Ｒを銅合金板材の板厚ｔで除することによって、ＬＤとＴＤのそれぞれのＲ／ｔ値を求めた。ＬＤおよびＴＤのそれぞれ３個の試験片のうち、それぞれ最も悪い結果の試験片の結果を採用してＲ／ｔ値とした。その結果、実施例１〜１２では、ＬＤを曲げ軸とするＢａｄＷａｙ曲げと、ＴＤを曲げ軸とするＧｏｏｄＷａｙ曲げのいずれも、Ｒ／ｔ＝０．０であり、優れた曲げ加工性を有していた。また、実施例１３〜１４では、ＧｏｏｄＷａｙ曲げのＲ／ｔ＝０．０であり、ＢａｄＷａｙ曲げのＲ／ｔ＝０．３であった。
【００６９】
［比較例１］
実施例１と同じ組成の銅合金を使用し、第１の冷間圧延を行わず、９００℃で１時間熱処理を行い、第２の冷間圧延の圧延率を９８％として、Ｉａ｛４２２｝／Ｉｂ｛４２２｝＝１．６にした以外は、実施例１〜１２とほぼ同様の方法により、銅合金板材を得た。なお、この比較例では、溶体化処理温度は７５０℃、溶体化処理時間は１０分間、時効時間は５時間、仕上げ圧延率は２９％、仕上げ板厚は０．１５ｍｍであった。
【００７０】
この比較例で得られた銅合金板材から試料を採取し、Ｘ線回折強度、導電率、引張強さ、曲げ加工性について、実施例１〜１２と同様の方法により調べた。その結果、Ｉ｛２００｝／Ｉ｛４２２｝＝２．５、導電率は４３．４％ＩＡＣＳ、引張強さは７３３ＭＰａ、ＧｏｏｄＷａｙ曲げのＲ／ｔ＝０．３、ＢａｄＷａｙ曲げのＲ／ｔ＝１．３であった。
【００７１】
［比較例２］
実施例２と同じ組成の銅合金を使用し、第１の冷間圧延の圧延率を８６％とし、９００℃で０．５時間熱処理を行い、第２の冷間圧延の圧延率を８６％として、Ｉａ｛４２２｝／Ｉｂ｛４２２｝＝１．２にした以外は、実施例１〜１２とほぼ同様の方法により、銅合金板材を得た。なお、この比較例では、溶体化処理温度は７２５℃、溶体化処理時間は１０分間、時効時間は５時間、仕上げ圧延率は２９％、仕上げ板厚は０．１５ｍｍであった。
【００７２】
この比較例で得られた銅合金板材から試料を採取し、Ｘ線回折強度、導電率、引張強さ、曲げ加工性について、実施例１〜１２と同様の方法により調べた。その結果、Ｉ｛２００｝／Ｉ｛４２２｝＝５．４、導電率は４０．１％ＩＡＣＳ、引張強さは７１３ＭＰａ、ＧｏｏｄＷａｙ曲げのＲ／ｔ＝０．３、ＢａｄＷａｙ曲げのＲ／ｔ＝１．３であった。
【００７３】
［比較例３］
実施例３と同じ組成の銅合金を使用し、第１の冷間圧延と熱処理を行わず、第２の冷間圧延の圧延率を９８％として、Ｉａ｛４２２｝／Ｉｂ｛４２２｝＝１．５にした以外は、実施例１〜１２とほぼ同様の方法により、銅合金板材を得た。なお、この比較例では、溶体化処理温度は７７５℃、溶体化処理時間は１０分間、時効時間は５時間、仕上げ圧延率は２９％、仕上げ板厚は０．１５ｍｍであった。
【００７４】
この比較例で得られた銅合金板材から試料を採取し、Ｘ線回折強度、導電率、引張強さ、曲げ加工性について、実施例１〜１２と同様の方法により調べた。その結果、Ｉ｛２００｝／Ｉ｛４２２｝＝６．２、導電率は３９．１％ＩＡＣＳ、引張強さは６９１ＭＰａ、ＧｏｏｄＷａｙ曲げのＲ／ｔ＝０．７、ＢａｄＷａｙ曲げのＲ／ｔ＝１．３であった。
【００７５】
［比較例４］
実施例４とほぼ同じ組成の銅合金（１．５４質量％のＮｉと０．６２質量％のＳｉと１．１質量％のＣｏを含み、残部がＣｕからなる銅合金）を使用し、第１の冷間圧延を行わず、５５０℃で１時間熱処理を行い、第２の冷間圧延の圧延率を９６％として、Ｉａ｛４２２｝／Ｉｂ｛４２２｝＝１．４にした以外は、実施例１〜１２とほぼ同様の方法により、銅合金板材を得た。なお、この比較例では、溶体化処理温度は９００℃、溶体化処理時間は１０分間、時効時間は７時間、仕上げ圧延率は６５％、仕上げ板厚は０．１５ｍｍであった。
【００７６】
この比較例で得られた銅合金板材から試料を採取し、Ｘ線回折強度、導電率、引張強さ、曲げ加工性について、実施例１〜１２と同様の方法により調べた。その結果、Ｉ｛２００｝／Ｉ｛４２２｝＝１０、導電率は５７．５％ＩＡＣＳ、引張強さは７８９ＭＰａ、ＧｏｏｄＷａｙ曲げのＲ／ｔ＝２．０、ＢａｄＷａｙ曲げのＲ／ｔ＝３．０であった。
【００７７】
［比較例５］
０．４６質量％のＮｉと０．１３質量％のＳｉと０．１６質量％のＭｇを含み、残部がＣｕからなる銅合金を使用し、第１の冷間圧延の圧延率を８６％とし、５２０℃で６時間熱処理を行い、第２の冷間圧延の圧延率を８６％として、Ｉａ｛４２２｝／Ｉｂ｛４２２｝＝１．７にした以外は、実施例１〜１２とほぼ同様の方法により、銅合金板材を得た。なお、この比較例では、溶体化処理温度は６００℃、溶体化処理時間は１０分間、時効時間は５時間、仕上げ圧延率は２９％、仕上げ板厚は０．１５ｍｍであった。
【００７８】
この比較例で得られた銅合金板材から試料を採取し、Ｘ線回折強度、導電率、引張強さ、曲げ加工性について、実施例１〜１２と同様の方法により調べた。その結果、Ｉ｛２００｝／Ｉ｛４２２｝＝１．９、導電率は５５．７％ＩＡＣＳ、引張強さは５７７ＭＰａ、ＧｏｏｄＷａｙ曲げのＲ／ｔ＝０．０、ＢａｄＷａｙ曲げのＲ／ｔ＝０．０であった。
【００７９】
［比較例６］
５．２０質量％のＮｉと１．２０質量％のＳｉと０．５１質量％のＳｎと０．４６質量％のＺｎを含み、残部がＣｕからなる銅合金を使用し、第１の冷間圧延の圧延率を８６％とし、５２０℃で６時間熱処理を行い、第２の冷間圧延の圧延率を８６％として、Ｉａ｛４２２｝／Ｉｂ｛４２２｝＝１．１にした以外は、実施例１〜１２とほぼ同様の方法により、銅合金板材を得た。なお、この比較例では、溶体化処理温度は９２５℃、溶体化処理時間は１０分間、時効時間は７時間、仕上げ圧延率は２９％、仕上げ板厚は０．１５ｍｍであった。
【００８０】
この比較例で得られた銅合金板材から試料を採取し、Ｘ線回折強度、導電率、引張強さ、曲げ加工性について、実施例１〜１２と同様の方法により調べた。その結果、Ｉ｛２００｝／Ｉ｛４２２｝＝１３、導電率は３６．７％ＩＡＣＳ、引張強さは８７１ＭＰａ、ＧｏｏｄＷａｙ曲げのＲ／ｔ＝１．０、ＢａｄＷａｙ曲げのＲ／ｔ＝３．３であった。
【００８１】
これらの実施例および比較例の組成および製造条件とそれぞれ表１および表２に示し、組織および特性についての結果を表３に示す。
【００８２】
【表１】
2010090408.tif 000002
【００８３】
【表２】
2010090408.tif 000003
【００８４】
【表３】
2010090408.tif 000004
【００８５】
上記の結果から、比較例１〜４では、実施例１〜４とほぼ同じ組成の銅合金板材であるにもかかわらず、溶体化処理前の冷間圧延や熱処理が適切でなく、歪エネルギーや積層欠陥エネルギーを十分蓄積できなかったために、｛４２２｝結晶面を主方位成分とする結晶粒が多く残存して、｛２００｝結晶面の相対量が不十分になり、引張強さと導電率がほぼ同等でありながら、曲げ加工性が低下していた。また、比較例５では、Ｎｉ含有量とＳｉ含有量が低過ぎたため、析出物の生成が少なく、強度レベルが低かった。さらに、比較例６では、Ｎｉ含有量とＳｉ含有量が高過ぎたため、方位制御が不十分になり、引張強さは高いものの、曲げ加工性が非常に悪かった。