(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
１．０〜４．５質量％のＮｉを含有し、Ｎｉの質量％に対し１／６〜１／４の割合でＳｉを含有し、残部が銅および不可避的不純物からなり、
直径１．０〜３．０μｍの第２相粒子を１００〜５００個/ｍｍ２含有し、
表面における｛２００｝面からのＸ線回折強度をＩ｛２００｝とし、｛３１１｝面からのＸ線回折強度をＩ｛３１１｝とし、｛２２０｝面からのＸ線回折強度をＩ｛２２０｝としたとき、
１．０≦［Ｉ｛３１１｝＋Ｉ｛２００｝］／Ｉ｛２２０｝≦２．５を満たし、
かつ、純銅粉末標準試料の（３１１）面からのＸ解回折強度をＩ０｛３１１｝としたとき、
１≦Ｉ｛３１１｝／Ｉ０｛３１１｝≦２．５
を満たし、曲げ性に優れたＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条。
【請求項２】
さらに、Ｚｎ及び／又はＳｎを合計で２．０質量％以下含有する請求項１記載のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条。
【請求項３】
さらに、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｐ、Ｍｎ、Ｃｏ及びＣｒの群から選ばれる一種以上を合計で０．００５〜０．８質量％含有する請求項１又は２記載のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条。
【請求項４】
切断法によって求めた結晶粒径が１１μｍ以下である請求項１〜３のいずれか記載のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条。
【請求項５】
切断法によって求めた結晶粒径が８μｍ以下である請求項４記載のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条。
【請求項６】
１．０〜４．５質量％のＮｉを含有し、Ｎｉの質量％に対し１／６〜１／４の割合でＳｉを含有し、残部が銅および不可避的不純物からなるＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金のインゴットを終了温度７００〜８００℃で熱間圧延後に、開始温度３００〜４５０℃で終了温度３１０〜３４９℃、かつ総加工度６０％以上で１パス当りの加工度を１０〜２５％とする温間圧延を行い、その後に少なくとも溶体化処理と時効処理とをこの順で行うＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、電子材料などの電子部品の製造に好適に使用可能なＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、リードフレーム、電子機器の各種端子、コネクタなどにおいて、リード数などの増加、狭ピッチ化が急速に進み、電子部品の高密度実装性、高信頼性が要求されている。高密度実装性および高信頼性の観点から、電子部品に用いられる材料においても、高強度および高導電性は勿論のこと、１８０°密着曲げやノッチング後の９０°曲げなど、様々な厳しい曲げ加工に耐えられるような優れた曲げ加工性など、要求される特性は益々厳しくなってきている。その中でも、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条は、高強度、高導電率、高耐熱性および高耐応力緩和特性を兼ね備えた銅合金としてリードフレーム、電子機器の各種端子、コネクタなどの材料として実用化されている。
【０００３】
しかしながら、高強度と優れた曲げ加工性の兼備は難しいのが現状である。
特に、超小型化端子においては、ノッチング加工後に曲げを行う（箱曲げ）など厳しい曲げ加工が施されるため、ノッチ加工後の高曲げ性と高強度を併せ持つ銅合金条が要求されている。
【０００４】
Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条の曲げ加工性を改善する方策として、析出物を制御すること（例えば、特許文献１参照）、結晶粒の形態を制御すること（例えば、特許文献２参照）などが提案されている。一方、結晶方位を制御し曲げ加工性を改善することも提案されている（特許文献３、４）。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開２００１−４９３６９号公報
【特許文献２】特開２００２−３８２２８号公報
【特許文献３】特開２０００−８０４２８号公報
【特許文献４】特開２００６−９１０８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかしながら、上記した特許文献１〜４記載の技術の場合、ノッチ加工後の曲げ加工性と強度が十分とはいえなかった。
【０００７】
すなわち、本発明は上記の課題を解決するためになされたものであり、ノッチ加工後の曲げ加工性と強度を共に向上させたＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条及びその製造方法の提供を目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条は、１．０〜４．５質量％のＮｉを含有し、Ｎｉの質量％に対し１／６〜１／４の割合でＳｉを含有し、残部が銅および不可避的不純物からなり、直径１．０〜３．０μｍの第２相粒子を１００〜５００個/ｍｍ２含有し、表面における｛２００｝面からのＸ線回折強度をＩ｛２００｝とし、｛３１１｝面からのＸ線回折強度をＩ｛３１１｝とし、｛２２０｝面からのＸ線回折強度をＩ｛２２０｝としたとき、１．０≦［Ｉ｛３１１｝＋Ｉ｛２００｝］／Ｉ｛２２０｝≦２．５を満たし、かつ、純銅粉末標準試料の（３１１）面からのＸ解回折強度をＩ０｛３１１｝としたとき、１≦Ｉ｛３１１｝／Ｉ０｛３１１｝≦２．５を満たし、曲げ性に優れている。
【０００９】
さらに、Ｚｎ及び／又はＳｎを合計で２．０質量％以下含有することが好ましい。
さらに、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｐ、Ｍｎ、Ｃｏ及びＣｒの群から選ばれる一種以上を合計で０．００５〜０．８質量％含有することが好ましい。
切断法によって求めた結晶粒径が１１μｍ以下であることが好ましい。
切断法によって求めた結晶粒径が８μｍ以下であることが好ましい。
【００１０】
本発明のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条の製造方法は、１．０〜４．５質量％のＮｉを含有し、Ｎｉの質量％に対し１／６〜１／４の割合でＳｉを含有し、残部が銅および不可避的不純物からなるＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金のインゴットを終了温度７００〜８００℃で熱間圧延後に、開始温度３００〜４５０℃で終了温度３１０〜３４９℃、かつ総加工度６０％以上で１パス当りの加工度を１０〜２５％とする温間圧延を行い、その後に少なくとも溶体化処理と時効処理とをこの順で行う。
【発明の効果】
【００１１】
本発明によれば、強度が高く、圧延平行方向（ＧＷ方向）の曲げ性が向上しつつ、圧延直角方向（ＢＷ方向）の曲げ性を劣化させないＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条が得られる。
【図面の簡単な説明】
【００１２】
【図１】ノッチ加工後のＷ曲げ加工性の試験方法を示す図である。
【図２】ノッチ加工後のＷ曲げ加工性の試験方法を示す別の図である。
【図３】実施例５のノッチ加工後の曲げ部の断面（試験片の端から１ｍｍ）写真（図３（ａ））、及びその表面の写真（図３（ｂ））を示す図である。
【図４】比較例２のノッチ加工後の曲げ部の断面（試験片の端から１ｍｍ）写真（図４（ａ））、及びその表面の写真（図４（ｂ））を示す図である。
【図５】比較例２（図５（ａ））、実施例２（図５（ｂ））の圧延平行断面のＳＥＭ像を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１３】
以下、本発明の実施形態に係るＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条について説明する。なお、本発明において％とは、特に断らない限り、質量％を示すものとする。
【００１４】
まず、銅合金条の組成の限定理由について説明する。
＜Ｎｉ及びＳｉ＞
Ｎｉ及びＳｉは、時効処理を行うことによりＮｉとＳｉが微細なＮｉ２Ｓｉを主とした金属間化合物の析出粒子を形成し、合金の強度を著しく増加させる。また、時効処理でのＮｉ２Ｓｉの析出に伴い、導電性が向上する。ただし、Ｎｉ濃度が1．０％未満の場合、またはＳｉ濃度が０．１７（Ｎｉ％の１／６）％未満の場合は、他方の成分を添加しても所望とする強度が得られない。また、Ｎｉ濃度が４．５％を超える場合、またはＳｉ濃度が１．２（Ｎｉ％の１／４）％を超える場合は十分な強度が得られるものの、導電性が低くなり、更には強度の向上に寄与しない粗大なＮｉ−Ｓｉ系粒子（晶出物及び析出物）が母相中に生成し、曲げ加工性、エッチング性およびめっき性の低下を招く。よって、Ｎｉの含有量を１．０〜４．５質量％とする。好ましくは、Ｎｉの含有量を１．０〜３．５質量％とする。
Ｓｉの含有量をＮｉの質量％に対し１／６〜１／４の割合とする。Ｓｉの含有量をＮｉの質量％に対し上記した割合とすれば、析出硬化後の強度と導電率を共に向上させることができる。Ｓｉの含有量をＮｉの質量％に対し１／６未満とすると強度も導電率も低くなり、１／４を超えると強度は高くなるが導電率が低下する。
【００１５】
＜Ｚｎ及びＳｎ＞
さらに、Ｚｎ及び／又はＳｎを合計で２．０質量％以下含有することが好ましい。
Ｚｎ及びＳｎは、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条の強度及び耐熱性を改善する。また、Ｚｎは、半田接合の耐熱性を改善する効果もある。ＺｎとＳｎの合計含有量が２．０％を越えると導電性が著しく低下することがある。ＺｎとＳｎの合計含有量の下限は特に規制されないが、０．１％程度とすると好ましい。
【００１６】
＜その他の元素＞
さらに、上記合金には、合金の強度、耐熱性、耐応力緩和性等を改善する目的で、更にMg,Fe,P,Mn,Co及びCrの群から選ばれる一種以上を合計で0.005〜0.8質量％含有することができる。これら元素の合計量が0.005質量％未満であると、上記効果が生じず、0.8質量％を超えると所望の特性は得られるものの、導電性や曲げ加工性が低下することがある。
【００１７】
＜集合組織＞
次に、銅合金条の集合組織の規定について説明する。本発明者らは、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条を種々の条件で製造したときの各結晶面の集積度および結晶粒形態と、曲げ加工性および曲げ異方性の関係を調査、解析した結果、以下の知見を得た。
つまり、｛３１１｝面の割合を少なくし、｛２００｝面及び｛２２０｝面の割合を多くすると、圧延平行方向（ＧＷ方向）の曲げ性が向上する。一方で、(３１１)面の割合が少なくなりすぎるとＢＷ方向の曲げ性が悪化する。
従って、銅合金条表面における｛２００｝面からのＸ線回折強度をＩ｛２００｝とし、｛３１１｝面からのＸ線回折強度をＩ｛３１１｝とし、｛２２０｝面からのＸ線回折強度をＩ｛２２０｝としたとき、
１．０≦［Ｉ｛３１１］＋Ｉ｛２００｝｝／Ｉ｛２２０｝≦２．５を満たし、
かつ、純銅粉末の（３１１）面からのＸ解回折強度をＩ０｛３１１｝としたとき、
１≦Ｉ｛３１１｝／Ｉ０｛３１１｝≦２．５
を満たすように集合組織を制御する。
【００１８】
［Ｉ｛３１１］＋Ｉ｛２００｝｝／Ｉ｛２２０｝≦が２．５を超え、Ｉ｛３１１｝／Ｉ０｛３１１｝が２．５を超えると、｛３１１｝面の割合が多くなり、圧延平行方向（ＧＷ方向）の曲げ性が向上しない。
又、Ｉ｛３１１｝／Ｉ０｛３１１｝が１．０未満であると、圧延直角方向（ＢＷ方向）の曲げ性が向上しない。
【００１９】
ここで、曲げ肌とは、日本伸銅協会(ＪＢＭＡ)技術標準のＴ３０７：1999に規定される「銅および銅合金薄板条の曲げ加工性評価方法」に基づく評価である。曲げ肌は、この規定により、試料について曲げ角度90°のＷ曲げを行い、山となる曲げ加工部を観察し、Ａ：しわ無し、Ｂ：しわ小、Ｃ：しわ大、Ｄ：割れ小、Ｅ：割れ大、の５段階で曲げ肌の程度を評価する。一般に、同一組成の材料であれば結晶粒径が小さい方が曲げ肌は良好となり，結晶粒径が大きいほど曲げ肌は悪くなる（評価Ｅに近付く）。通常、評価Ｄ、Ｅの試料は実用に適さない。
【００２０】
＜第２相粒子＞
合金中に、直径１．０〜３．０μｍの第２相粒子を１００〜５００個/ｍｍ２含有する。合金の強度向上に寄与するといわれる直径数nm〜数十nm程度の微細な析出物、及び鋳造時に晶出した直径３μｍ以上の粗大な晶出物は、最終的な集合組織に殆ど寄与しない。一方、後述する温間圧延時に析出した第２相粒子は集合組織に影響を及ぼし、温間圧延の条件を下記のように規定すると、直径１．０〜３．０μｍの第２相粒子が１００〜５００個/ｍｍ２含有されることになる。また、温間圧延時に析出した第２相粒子は時効処理時に優先的に成長するため、最終的には直径１．０〜３．０μｍに成長する。
【００２１】
第２相粒子は、圧延平行断面をFE-SEM（電界放射型走査電子顕微鏡）で観察し、そのＳＥＭ像を２値化する。そして、画像解析ソフトウェアにて、明るい粒状の各領域毎の縦と横の長さを測定した。第２相粒子を円形と仮定し、各領域毎の上記縦と横の長さを平均した長さを第２相粒子の（円の）直径とみなした。
そして、ＳＥＭ像の視野中の直径１．０〜３．０μｍの第２相粒子の個数を上記画像解析ソフトウェアにて計数した。
【００２２】
通常、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条は、熱間圧延、冷間圧延、溶体化処理を行い、必要に応じて冷間圧延した後、さらに時効処理をこの順で行って製造される。時効処理後、必要に応じて仕上圧延および歪取り焼鈍をすることもある。しかしながら、この方法では、銅合金条の集合組織を上記範囲に制御することが困難であると共に、圧延平行方向（GW方向）の曲げ性が劣化する。
そこで本発明者らが検討した結果、熱間圧延後に開始温度３００〜４５０℃で終了温度３００℃以上、かつ総加工度６０％以上で１パス当りの加工度を１０〜２５％とする温間圧延を行うことにより、動的再結晶後に不均一組織が形成されると共に、扁平したＮｉ−Ｓｉ系粒子（以下、断りが無い限りＮｉ−Ｓｉ系析出物を「第２相粒子」と表す）がマトリクス中に分散し、その後の溶体化処理を経て、再結晶時の集合組織が変化する。そのため、｛３１１｝面の割合を少なくし、｛２２０｝面の割合を多くし、集合組織を上記範囲に制御できる。さらに、GWの曲げ性（箱曲げおよび密着曲げ）が向上する一方で、BWの曲げ性が悪化せず、車載用途やリレー用途として十分使用できる。
【００２３】
ここで、温間圧延の開始温度が４５０℃を超えると、動的再結晶で得られる組織が不均一になり過ぎ、上記した集合組織が得られない。一方、温間圧延の開始温度又は終了温度が３００℃未満の場合、拡散速度が遅くなるため所望の第２相粒子が得られない。
又、温間圧延の総加工度が６０%未満の場合、集合組織が十分に発達せず、最終的に上記した集合組織が得られない。
温間圧延時の１パス当りの加工度が１０％未満の場合、歪速度が遅いため析出が促進されず、上記した集合組織が得られない。一方、１パス当りの加工度が２５％を超えると、動的再結晶で得られる組織が完全に不均一になるため、上記した集合組織が得られない。
温間圧延の時間は３分以上とするとよい。
【００２４】
熱間圧延の終了温度を７００〜８００℃とすることが好ましい。熱間圧延の終了温度が７００℃未満であると、第２相粒子が析出して熱間圧延時に割れが生じる場合がある。一方、熱間圧延の終了温度が８００℃を超えると、その後の温間圧延時に析出する第２相粒子の核が生成されず、集合組織を上記範囲に制御できずに曲げ改善の効果が少ない場合がある。
又、熱間圧延を終了した後、冷却速度１０〜３０℃/secで４００〜４５０℃に冷却し、温間圧延に移行するとよい。
又、溶体化処理の温度を700〜800℃とし、冷間圧延の総加工度を85〜99％とするのが好ましい。又、時効処理は、例えば400〜500℃の温度で10〜30時間程度とすることができる。又、時効処理後に仕上げ圧延してもよく、仕上げ圧延の加工度を0〜30％とするとよい。仕上げ圧延の加工度が30％を超えると、曲げ性が悪化する場合がある。さらに、仕上げ圧延後に歪取焼鈍をしてもよい。
なお、温間圧延後の冷間圧延は必ずしも必要ではなく、温間圧延のみで溶体化処理前に最終板厚まで圧延してもよい。
本発明のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条の厚みは特に限定されないが、例えば0.03〜0.6ｍｍとすることができる。
【実施例】
【００２５】
各実施例及び各比較例の試料を、以下のように作製した。
電気銅を原料とし、大気溶解炉を用いて表１、表２に示す組成の銅合金を溶製し、厚さ２０ｍｍ×幅６０ｍｍのインゴットに鋳造した。このインゴットを９５０℃で板厚１０ｍｍまで熱間圧延を行った。熱間圧延の開始温度及び終了温度を各表に示す。熱間圧延後、すぐに400〜450℃まで散水による水冷を20〜30秒行った。冷却速度は温度を測定しながら、散水量を調整して制御した。水冷による冷却温度（熱間圧延後で温間圧延前）を表１に示す。
その後、温間圧延を3〜4分かけて6〜8パスで行い、各表に示す板厚まで減少させた。温間圧延の開始温度、終了温度、総加工度、及び1パスあたりの加工度を表１，２に示す。温間圧延機はワークロールもヒーターで温めながら圧延を行った。
温間圧延後、加工度75.8〜98.7％の冷間圧延、表１に示す温度で５分間の溶体化処理、及び時効処理（４５０℃で１５時間）をこの順に行った。その後、加工度20％で最終仕上げ圧延を行い、表2の板厚の試料を得た。
なお、各比較例については、温間圧延後、加工度93.5〜96.2％の冷間圧延を行ったこと以外は、各実施例と同様にして表2の板厚の試料を得た。
【００２６】
＜Ｘ線回折強度＞
得られた試料の表面の｛２００｝、｛３１１｝、｛２２０｝面のＸ線回折強度Ｉをそれぞれ測定した。測定は、リガク製ＲＩＮＴ２５００を使用し、Ｘ線照射条件はＣｏ管球を使用し、管電圧２５ＫＶ、管電流２０ｍＡとした。同様にして、純銅粉末標準試料の｛２００｝、｛３１１｝、面のＸ線回折強度Ｉ０をそれぞれ測定した。
＜引張強さ（ＴＳ）＞
引張試験機により、ＪＩＳ−Ｚ２２４１に従い、圧延方向と平行な方向における引張強さ（TS）をそれぞれ測定した。
＜0.2％耐力（ＹＳ）＞
引張試験機により、ＪＩＳ−Ｚ２２４１に従い、圧延方向と平行な方向における０．２％耐力（YS）をそれぞれ測定した。
【００２７】
＜ノッチ加工後のＷ曲げ加工性＞
図１に示すように、幅１０ｍｍ×長さ３０ｍｍの短冊状の試験片２を作製し、その片面２ａに、深さが板厚の1/2〜1/10になるように調整し、かつ断面が台形状のノッチ４を一筋入れた。試験片採取方向はＧＷとした。上記した台形状の突起７ａを有する金型７を、基台６上の試験片２に押し付け、ＢＷ方向に伸びるようにノッチ４を入れた。突起７ａは、図２に示すように、断面の底辺が0.16ｍｍ、試験片２側となる上辺が0.1ｍｍの先細りの等脚台形をなし、先細りとなる２つの斜辺のなす角が９０度である。又、底辺と上辺との距離が３０μｍであり、上辺から底辺までの深さが試験片２に陥入してノッチ４となる。
次に、ＪＩＳ-Ｈ３１３０のＷ曲げ試験に用いる下型１２の頂部１２ａにノッチ４が対向するように試験片２を下型１２に配置した。この状態で上型１０を下型１２に押し付けてＷ曲げ試験を行った。このとき、ノッチ４に対向する試験片２の反対面の山となる曲げ加工部５の外観を目視観察し、日本伸銅協会(ＪＢＭＡ)技術標準のＴ３０７：1999に規定される「銅および銅合金薄板条の曲げ加工性評価方法」に基づき、曲げ肌を評価した。曲げ肌は、この規定により、Ａ：しわ無し、Ｂ：しわ小、Ｃ：しわ大、Ｄ：割れ小、Ｅ：割れ大、の５段階で曲げ肌の程度を評価した。評価Ａ，Ｂ、Ｃの試料であれば実用上問題ない。
【００２８】
＜Ｗ曲げ加工性＞
幅１０ｍｍ×長さ３０ｍｍの短冊状の試験片を作製し、Ｗ曲げ試験（ＪＩＳ-Ｈ３１３０）によって行った。試験片採取方向は、ＧＷおよびＢＷとし、割れの発生しない最小曲げ半径ＭＢＲ（Ｍｉｎｉｍｕｍ  Ｂｅｎｄ  Ｒａｄｉｕｓ）と板厚ｔの比ＭＢＲ／ｔにて評価した。
＜導電率（％IACS）及び結晶粒径＞
得られた試料の導電率（％IACS）を４端子法により測定し、試料表面の結晶粒径（ＧＳ）をＪＩＳ-Ｈ０５０１に規定する切断法によって求めた。
【００２９】
＜直径１．０〜３．０μｍの第２相粒子の個数＞
第２相粒子の個数は以下のようにして測定した。まず、試料の圧延平行断面を鏡面研磨した後、47°ボーメの塩化第二鉄溶液中に揺動しながら2分間浸漬し、エッチングを行った。その後すぐに純水の流水中で水洗し、純水により超音波洗浄を2分程度行った。
超音波洗浄後の試料の圧延平行断面像をFE-SEM（電界放射型走査電子顕微鏡、OXFORD製の型番XL30SFEG）で以下の条件で撮影した。
FE-SEMの設定  撮影倍率：750倍、加速電圧：15 kV、スポットサイズ：4.0、検出器：TLD、コントラスト：35.0、輝度：45.0
【００３０】
そして、上記ＳＥＭ像につき、画像解析ソフトウェア（EDAX（エネルギー分散型X線分析装置）に付属のEDX粒子/相分析ソフトウェア）にて、以下の条件で明るい粒状の各領域毎の縦と横の長さを測定した。第２相粒子を円形と仮定し、各領域毎の上記縦と横の長さを平均した長さを第２相粒子の（円の）直径とみなした。
EDX粒子/相分析ソフトウェアの設定  フィールドサイズ：1024ピクセル×800 ピクセル、Strips(取り込み時の画像分割数)：10、Thresholds(グレースケールのしきい値)：Max ：255（固定） Min：130前後
【００３１】
そして、ＳＥＭ像の視野中の直径１．０〜３．０μｍの第２相粒子の個数を上記画像解析ソフトウェアにて計数した。
【００３２】
なお、図５は、それぞれ後述する比較例２（図５（ａ））、実施例２（図５（ｂ））の圧延平行断面のＳＥＭ像を示す。ＳＥＭ像において、明るい粒状の領域が第２相粒子である。
【００３３】
得られた結果を表１、表２に示す。
【００３４】
【表１】
0005610643.tif 000002
【００３５】
【表２】
0005610643.tif 000003
【００３６】
表１、表２から明らかなように、直径１．０〜３．０μｍの第２相粒子を１００〜５００個/ｍｍ２含有し、１．０≦［Ｉ｛３１１］＋Ｉ｛２００｝｝／Ｉ｛２２０｝≦２．５を満たし、かつ、１≦Ｉ｛３１１｝／Ｉ０｛３１１｝≦２．５である各実施例の場合、強度とＧＷ方向のノッチ加工後のＷ曲げ加工性が共に向上した。
【００３７】
一方、温間圧延の開始温度が４５０℃を超えた比較例１の場合、直径１．０〜３．０μｍの第２相粒子が１００個/ｍｍ２未満に低減し、温間圧延で完全な再結晶が生じた。このため、［Ｉ｛３１１］＋Ｉ｛２００｝｝／Ｉ｛２２０｝が２．５を超え、Ｉ｛３１１｝／Ｉ０｛３１１｝が２．５を超えたため、ＧＷ方向のノッチ加工後のＷ曲げ加工性が劣化した。
温間圧延の開始温度が３００℃未満である比較例２の場合、直径１．０〜３．０μｍの第２相粒子が１００個/ｍｍ２未満に低減し、［Ｉ｛３１１］＋Ｉ｛２００｝｝／Ｉ｛２２０｝が２．５を超え、Ｉ｛３１１｝／Ｉ０｛３１１｝が２．５を超えたため、ＧＷ方向のノッチ加工後のＷ曲げ加工性が劣化した。
【００３８】
温間圧延の終了温度が３００℃未満である比較例３の場合も、直径１．０〜３．０μｍの第２相粒子が１００個/ｍｍ２未満に低減し、［Ｉ｛３１１］＋Ｉ｛２００｝｝／Ｉ｛２２０｝が２．５を超え、Ｉ｛３１１｝／Ｉ０｛３１１｝が２．５を超えたため、ＧＷ方向のノッチ加工後のＷ曲げ加工性が劣化した。
温間圧延時の１パス当りの加工度が２５％を超えた比較例４の場合、温間圧延で大きな歪が導入されたために再結晶が生じた。このため、［Ｉ｛３１１］＋Ｉ｛２００｝｝／Ｉ｛２２０｝が２．５を超え、Ｉ｛３１１｝／Ｉ０｛３１１｝が２．５を超えたため、ＧＷ方向のノッチ加工後のＷ曲げ加工性が劣化した。
温間圧延時の総加工度が６０％未満である比較例５の場合、温間圧延で集合組織が十分に変化しなかった。このため、［Ｉ｛３１１］＋Ｉ｛２００｝｝／Ｉ｛２２０｝が２．５を超え、Ｉ｛３１１｝／Ｉ０｛３１１｝が２．５を超えたため、ＧＷ方向のノッチ加工後のＷ曲げ加工性が劣化した。
【００３９】
なお、参考例１〜４は、熱間圧延後に水冷せず、さらに温間圧延を行わずに加工度93.7〜96.2％の冷間圧延、表１に示す温度で５分間の溶体化処理、及び時効処理（４５０℃で１５時間）をこの順に行った。その後、加工度20％で最終仕上げ圧延を行い、厚さ０．１５ｍｍの試料を得た。
参考例１〜４の場合、温間圧延を行わなかったので、直径１．０〜３．０μｍの第２相粒子が１００個/ｍｍ２未満に低減し、［Ｉ｛３１１］＋Ｉ｛２００｝｝／Ｉ｛２２０｝が２．５を超え、Ｉ｛３１１｝／Ｉ０｛３１１｝が２．５を超えたため、ＧＷ方向のノッチ加工後のＷ曲げ加工性が劣化した。
なお、溶体化処理温度を他の参考例より低く（６５０℃）した参考例４の場合、ＧＷ方向のノッチ加工後のＷ曲げ加工性が良好となったが、実施例に比べて強度に劣った。
【００４０】
なお、図３は、実施例５のノッチ加工後の曲げ部の断面（試験片の端から１ｍｍ）写真（図３（ａ））、及びその表面の写真（図３（ｂ））を示す。又、図４は、比較例２のノッチ加工後の曲げ部の断面（試験片の端から１ｍｍ）写真（図４（ａ））、及びその表面の写真（図４（ｂ））を示す。
【符号の説明】
【００４１】
２                            試験片
４                            ノッチ
１２                          下型
１２ａ                        下型の頂部
５                            曲げ加工部
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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