(57)【要約】従来の諸特性を維持しながら、耐疲労特性、特に１５０℃にて１０００時間保持した後の耐疲労特性を向上する。０．２〜１．２質量％のＭｇと０．００１〜０．２質量％のＰ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において、表面の結晶配向が、｛１１０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛１１０｝とし、純銅標準粉末の｛１１０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ０｛１１０｝とした場合に、４．０≦Ｉ｛１１０｝／Ｉ０｛１１０｝≦６．０であり、｛１００｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛１００｝とし、純銅標準粉末の｛１００｝結晶面のＸ線回折強度をＩ０｛１００｝とした場合に、Ｉ｛１００｝／Ｉ０｛１００｝≦０．８であり、｛１１１｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛１１１｝とし、純銅標準粉末の｛１１１｝結晶面のＸ線回折強度をＩ０｛１１１｝とした場合に、Ｉ｛１１１｝／Ｉ０｛１１１｝≦０．８であり、平均結晶粒径が１．０〜１０．０μｍである
2013150627.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
０．２〜１．２質量％のＭｇと０．００１〜０．２質量％のＰ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において、表面の結晶配向が、｛１１０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛１１０｝とし、純銅標準粉末の｛１１０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ０｛１１０｝とした場合に、４．０≦Ｉ｛１１０｝／Ｉ０｛１１０｝≦６．０であり、｛１００｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛１００｝とし、純銅標準粉末の｛１００｝結晶面のＸ線回折強度をＩ０｛１００｝とした場合に、Ｉ｛１００｝／Ｉ０｛１００｝≦０．８であり、｛１１１｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛１１１｝とし、純銅標準粉末の｛１１１｝結晶面のＸ線回折強度をＩ０｛１１１｝とした場合に、Ｉ｛１１１｝／Ｉ０｛１１１｝≦０．８であり、平均結晶粒径が１．０〜１０．０μｍであることを特徴とする優れた耐疲労特性を有するＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板。
【請求項２】
更に、０．０００２〜０．００１３質量％のＣと０．０００２〜０．００１質量％の酸素を含有することを特徴とする請求項１に記載の優れた耐疲労特性を有するＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板。
【請求項３】
更に、０．００１〜０．０３％質量％のＺｒを含有することを特徴とする請求項１に記載の優れた耐疲労特性を有するＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板。
【請求項４】
更に、０．００１〜０．０３％質量％のＺｒを含有することを特徴とする請求項２に記載の優れた耐疲労特性を有するＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板。
【請求項５】
請求項１〜請求項４の何れか１項に記載の優れた耐疲労特性を有するＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板の製造方法であって、熱間圧延、冷間圧延、連続焼鈍、仕上げ冷間圧延、テンションレベリングをこの順序で行う工程で前記銅合金板を製造するに際し、前記熱間圧延を、圧延開始温度；７００℃〜８００℃、総熱間圧延率；８０％以上、１パス当りの平均圧延率；１５％〜３０％にて実施し、前記冷間圧延を、圧延率；５０％以上にて実施し、前記連続焼鈍を、温度；３００℃〜５５０℃、時間；０．１分〜１０分にて実施し、テンションレベリングを、ラインテンション；１０Ｎ／ｍｍ２〜１４０Ｎ／ｍｍ２にて実施することを特徴とするＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、優れた耐疲労特性を有するＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
電気及び電子用機器の端子及びコネクタ用の材料としては、黄銅やリン青銅が一般的に使用されていたが、最近の携帯電話やノートＰＣなどの電子機器の小型、薄型化、軽量化の進行により、その端子及びコネクタ部品もより小型で電極間ピッチの狭いものが使用される様になっている。また、自動車のエンジン回りの使用等では、高温で厳しい条件下での信頼性も要求されている。これに伴い、その電気的接続の信頼性を保つ必要性から、強度、導電率、ばね限界値、応力緩和特性、曲げ加工性、耐疲労性等の更なる向上が要求され、黄銅やリン青銅では対応出来なくなり、その代替えとして、出願人は、特許文献１〜５に示される様なＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金に着目し、優れた特性を有する高品質で高信頼性の端子及びコネクタ用の銅合金板（商品名「ＭＳＰ１」）を市場に提供している。【０００３】
特許文献１には、Ｍｇ：０．３〜２重量％、Ｐ：０．００１〜０．０２重量％、Ｃ：０．０００２〜０．００１３重量％、酸素：０．０００２〜０．００１重量％を含有し、残りがＣｕおよび不可避不純物からなる組成、並びに、素地中に粒径：３μｍ以下の微細なＭｇを含む酸化物粒子が均一分散している組織を有する銅合金で構成されているコネクタ製造用銅合金薄板が開示されている。【０００４】
特許文献２には、重量％で、Ｍｇ：０．１〜１．０％、Ｐ：０．００１〜０．０２％を含有し、残りがＣｕおよび不可避不純物からなる条材であって、表面結晶粒が長円形状をなし、この長円形状結晶粒の平均短径が５〜２０μｍ、平均長径／平均短径の値が１．５〜６．０なる寸法を有し、かかる長円形状結晶粒を形成するには、最終冷間圧延直前の最終焼鈍において平均結晶粒径が５〜２０μｍの範囲内になるように調整し、ついで最終冷間圧延工程において圧延率を３０〜８５％の範囲内とする金型を摩耗させることの少ない伸銅合金条材が開示されている。【０００５】
特許文献３には、質量％で、Ｍｇ：０.３〜２％、Ｐ：０.００１〜０.１％、残部がＣｕおよび不可避的不純物である組成を有する銅合金条材であり、後方散乱電子回折像システム付の走査型電子顕微鏡によるＥＢＳＤ法にて、前記銅合金条材の表面の測定面積内の全ピクセルの方位を測定し、隣接するピクセル間の方位差が５°以上である境界を結晶粒界としたみなした場合の、結晶粒内の全ピクセル間の平均方位差が４°未満である結晶粒の面積割合が、前記測定面積の４５〜５５％であり、引張強さが６４１〜７０８Ｎ／ｍｍ２であり、ばね限界値が４７２〜５０３Ｎ／ｍｍ２である引張り強さとばね限界値が高レベルでバランスの取れたＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金及びその製造方法が開示されている。【０００６】
特許文献４には、 質量％で、Ｍｇ：０.３〜２％、Ｐ：０.００１〜０.１％、残部がＣｕおよび不可避的不純物である組成を有する銅合金条材であり、後方散乱電子回折像システム付の走査型電子顕微鏡によるＥＢＳＤ法にて、ステップサイズ０．５μｍにて前記銅合金条材の表面の測定面積内の全ピクセルの方位を測定し、隣接するピクセル間の方位差が５°以上である境界を結晶粒界とみなした場合の、全結晶粒における結晶粒内の全ピクセル間の平均方位差の平均値が３．８〜４．２°であり、引張強さが６４１〜７０８Ｎ／ｍｍ2であり、ばね限界値が４７２〜５０３Ｎ／ｍｍ２であり、２００℃で１０００時間の熱処理後の応力緩和率が１２〜１９％である銅合金条材およびその製造方法が開示されている。【０００７】
特許文献５には、質量％で、Ｍｇ：０.３〜２％、Ｐ：０.００１〜０.１％、残部がＣｕおよび不可避的不純物である組成を有する銅合金条材であり、後方散乱電子回折像システム付の走査型電子顕微鏡によるＥＢＳＤ法にて、ステップサイズ０．５μｍにて前記銅合金条材の表面の測定面積内の全ピクセルの方位を測定し、隣接するピクセル間の方位差が５°以上である境界を結晶粒界とみなした場合の、結晶粒内の全ピクセル間の平均方位差が４°未満である結晶粒の面積割合が、前記測定面積の４５〜５５％であり、前記測定面積内に存在する結晶粒の面積平均ＧＡＭが２．２〜３．０°であり、引張強さが６４１〜７０８Ｎ／ｍｍ２であり、ばね限界値が４７２〜５０３Ｎ／ｍｍ２であり、1×１０６回の繰り返し回数における両振り平面曲げ疲れ限度が３００〜３５０Ｎ／ｍｍ２である銅合金条材およびその製造方法が開示されている。【０００８】
また、特許文献６には、高導電性および高強度を維持しながら、通常の曲げ加工性だけでなくノッチング後の曲げ加工性にも優れ、且つ、耐応力緩和特性に優れた安価な銅合金板材およびその製造方法として、０．２〜１．２質量％のＭｇと０．００１〜０．２質量％のＰを含み、残部がＣｕおよび不可避不純物である組成を有し、その銅合金板材の板面における｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛４２０｝とし、純銅標準粉末の｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ０｛４２０｝とすると、Ｉ｛４２０｝／Ｉ０｛４２０｝＞１．０を満たし、銅合金板材の板面における｛２２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛２２０｝とし、純銅標準粉末の｛２２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ０｛２２０｝とすると、１．０≦Ｉ｛２２０｝／Ｉ０｛２２０｝≦３．５を満たす結晶配向を有す銅合金板材が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特開平９−１５７７７４号公報
【特許文献２】特開平６−３４０９３８号公報
【特許文献３】特許第４５１６１５４号公報
【特許文献４】特許第４５６３５０８号公報
【特許文献５】特開２０１２−００７２３１号公報
【特許文献６】特開２００９−２２８０１３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
特許文献１〜５に基づいた優れた品質を有するＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板は、出願人の商品名「ＭＳＰ１」として製造及び販売されており、端子・コネクタ材料として広く使用されているが、最近の市場ニーズとして、過酷な使用状況下、例えば、自動車のエンジン回りの高温使用下における信頼性を高めるために、更なる耐疲労特性を要求されることも多くなっている。【００１１】
本発明では、出願人の商品名「ＭＳＰ１」を改良し、その諸特性を維持しながら、１５０℃にて１０００時間（自動車のエンジンルームでの使用時を想定した数値）の保持後も優れた耐疲労特性を有するＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板及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】
【００１２】
本発明者らは、上述の事情に鑑みて鋭意検討した結果、０．２〜１．２質量％のＭｇと０．００１〜０．２質量％のＰ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は、その表面の結晶配向が、｛１１０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛１１０｝とし、純銅標準粉末の｛１１０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ０｛１１０｝とした場合に、４．０≦Ｉ｛１１０｝／Ｉ０｛１１０｝≦６．０であり、｛１００｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛１００｝とし、純銅標準粉末の｛１００｝結晶面のＸ線回折強度をＩ０｛１００｝とした場合に、Ｉ｛１００｝／Ｉ０｛１００｝≦０．８であり、｛１１１｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛１１１｝とし、純銅標準粉末の｛１１１｝結晶面のＸ線回折強度をＩ０｛１１１｝とした場合に、Ｉ｛１１１｝／Ｉ０｛１１１｝≦０．８であり、銅合金板の平均結晶粒径が１〜１０μｍであると、従来の諸特性を維持しながら、優れた耐疲労特性を発揮することを見出した。【００１３】
特許文献６には、０．２〜１．２質量％のＭｇと０．００１〜０．２質量％のＰ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、銅合金板材の板面における｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛４２０｝とし、純銅標準粉末の｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ０｛４２０｝とすると、Ｉ｛４２０｝／Ｉ０｛４２０｝＞１．０を満たし、銅合金板材の板面における｛２２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛２２０｝とし、純銅標準粉末の｛２２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ０｛２２０｝とすると、１．０≦Ｉ｛２２０｝／Ｉ０｛２２０｝≦３．５を満たす結晶配向を有すると、通常の曲げ加工性だけでなく、ノッチング後の曲げ加工性にも優れ、耐応力緩和特性に優れることが開示されている。
この文献では、Ｃｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金の板面（圧延面）からのＸ線回折パターンは、一般に｛１１１｝、｛２００｝、｛２２０｝、｛３１１｝の４つの結晶面の回折ピークで構成されており、他の結晶面からのＸ線回折強度は、これらの結晶面からのＸ線回折強度に比べて非常に小さく、通常の製造方法によって製造されたＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金の板材では、｛４２０｝面からのＸ線回折強度は、無視される程度に弱くなるが、この文献による銅合金板材の製造方法の実施の形態によれば、｛４２０｝を主方位成分とする集合組織を有するＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板材を製造することができ、この集合組織が強く発達している程、曲げ加工性の向上に有利となることが開示されている。【００１４】
本発明のＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板は、この考え方とは異なり、出願人の商品名「ＭＳＰ１」の耐疲労特性の改善を進めて行く過程で、銅合金板の表面の結晶配向の｛１１０｝結晶面を４．０≦Ｉ｛１１０｝／Ｉ０｛１１０｝≦６．０の範囲に調整し、｛１００｝結晶面をＩ｛１００｝／Ｉ０｛１００｝≦０．８とし、｛１１１｝結晶面をＩ｛１１１｝／Ｉ０｛１１１｝≦０．８とする、即ち、この２つの結晶面（｛１００｝と｛１１１｝）の形成を極力抑制することにより、更に、銅合金板の平均結晶粒径が１．０〜１０．０μｍであることにより、従来の諸特性を維持しながら１５０℃にて１０００時間保持した後の耐疲労特性が向上することを見出した。
従来の諸特性とは、出願人の商品名「ＭＳＰ１」の１／４Ｈ材、１／２Ｈ材、Ｈ材、ＥＨ材、ＳＨ材に該当する物理的、機械的、各種特性を意味する。
また、従来のＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金銅合金板は、１５０℃にて１０００時間保持した後では、その耐疲労特性は常温時より、２０％を超えて２５％程度低下するが、本発明のＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金銅合金板は、１５〜２０％の低下で抑えられる。
更に、本発明者らは、その製造方法は、熱間圧延、冷間圧延、連続焼鈍、仕上げ冷間圧延、テンションレベリングをこの順序で行う工程で上述の銅合金板を製造するに際し、熱間圧延を、圧延開始温度；７００℃〜８００℃、総熱間圧延率；８０％以上、１パス当りの平均圧延率；１５％〜３０％にて実施し、冷間圧延を、圧延率；５０％以上にて実施し、連続焼鈍を、温度；３００℃〜５５０℃、時間；０．１分〜１０分にて実施し、テンションレベリングを、ラインテンション；１０〜１４０Ｎ／ｍｍ２で実施することにより、上述のＩ｛１１０｝／Ｉ０｛１１０｝、Ｉ｛１００｝／Ｉ０｛１００｝、Ｉ｛１１１｝／Ｉ０｛１１１｝、平均結晶粒径が各々の規定値内に収まり、従来の諸特性を維持しながら、耐疲労特性、特に１５０℃にて１０００時間保持した後の耐疲労特性が向上することも見出した。【００１５】
即ち、本発明の優れた耐疲労特性を有するＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板は、０．２〜１．２質量％のＭｇと０．００１〜０．２質量％のＰ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において、前記銅合金板の表面の結晶配向が、｛１１０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛１１０｝とし、純銅標準粉末の｛１１０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ０｛１１０｝とした場合に、４．０≦Ｉ｛１１０｝／Ｉ０｛１１０｝≦６．０であり、｛１００｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛１００｝とし、純銅標準粉末の｛１００｝結晶面のＸ線回折強度をＩ０｛１００｝とした場合に、Ｉ｛１００｝／Ｉ０｛１００｝≦０．８であり、｛１１１｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛１１１｝とし、純銅標準粉末の｛１１１｝結晶面のＸ線回折強度をＩ０｛１１１｝とした場合に、Ｉ｛１１１｝／Ｉ０｛１１１｝≦０．８であり、前記銅合金板の平均結晶粒径が１〜１０μｍであることを特徴とする。【００１６】
Ｍｇは、Ｃｕの素地に固溶して導電性を損なうことなく、強度を向上させる。また、Ｐは、溶解鋳造時に脱酸作用があり、Ｍｇ成分と共存した状態で強度を向上させる。これらＭｇ、Ｐは上記範囲内で含有することにより、その特性を有効に発揮することができる。
銅合金板の表面の結晶配向の｛１１０｝結晶面を４．０≦Ｉ｛１１０｝／Ｉ０｛１１０｝≦６．０の範囲に調整し、｛１００｝結晶面をＩ｛１００｝／Ｉ０｛１００｝≦０．８とし、｛１１１｝結晶面をＩ｛１１１｝／Ｉ０｛１１１｝≦０．８とする、即ち、この２つの結晶面（｛１００｝と｛１１１｝）の形成を極力抑制し、更に、銅合金板の平均結晶粒径を１．０〜１０．０μｍとすることにより、従来の諸特性を維持しながら、耐疲労特性（特に１５０℃にて１０００時間保持した後の耐疲労特性）が向上することを見出した。
即ち、従来のＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金銅合金板は、１５０℃にて１０００時間保持した後では、その耐疲労特性は常温時より、２０％を超えて２５％程度低下するが、本発明のＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金銅合金板は、１５〜２０％の低下で抑えられるのである。
これらの４つの条件（｛１１０｝、｛１００｝、｛１１１｝、平均粒径）を全て満たしていないと、その効果は得られない。
Ｃｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板面（圧延面）からのＸ線回折パターンは、一般に｛１１１｝、｛２００｝、｛２２０｝、｛３１１｝の４つの結晶面の回折ピークで構成され、｛１００｝面は非常に小さいが、本発明では、この｛１００｝面に着目し、この発生を極力抑制し、更に、｛１１１｝結晶面をＩ｛１１１｝／Ｉ０｛１１１｝≦０．８に抑制することにより、従来の諸特性を維持しながら、耐疲労特性の向上が可能となり、また、銅合金板の平均結晶粒径が１〜１０μｍであると、この効果を増長させることができる。Ｉ｛１００｝／Ｉ０｛１００｝とＩ｛１１１｝／Ｉ０｛１１１｝は、極力小さくしたいが、製造方法を工夫しても０．２より小さくすることは難しい。
Ｘ線回折強度（Ｘ線回折積分強度）の測定は、条件によりかなり異なる場合もあり、本発明では、その銅合金板の板面（圧延面）を＃１５００耐水ペーパーで研磨仕上げした試料を用意し、Ｘ線回折装置（ＸＲＤ）を用いて、Ｍｏ−Ｋα線、管電圧６０ｋＶ、管電流２００ｍＡの条件で、試料の研磨仕上げ面について、各々の面のＸ線回折強度Ｉを測定した。純銅標準粉末も同様に測定した。【００１７】
本発明の優れた耐疲労特性を有するＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板は、更に、０．０００２〜０．００１３質量％のＣと０．０００２〜０．００１質量％の酸素を含有することを特徴とする。
Ｃは、純銅に対して非常に入りにくい元素であるが、微量に含まれることにより、Ｍｇを含む酸化物が大きく成長するのを抑制する作用がある。しかし、その含有量が０．０００１質量％未満ではその効果が十分でなく、一方、０．００１３質量％を越えて含有すると、固溶限度を越えて結晶粒界に析出し、粒界割れを発生させて脆化し、曲げ加工中に割れが発生することがあるので好ましくない。より好ましい範囲は、０．０００３〜０．００１０質量％である。
酸素は、Ｍｇとともに酸化物を作り、この酸化物が微細で微量存在すると、打抜き金型の摩耗低減に有効であるが、その含有量が０．０００２質量％未満ではその効果が十分でなく、一方、０．００１質量％を越えて含有するとＭｇを含む酸化物が大きく成長するので好ましくない。より好ましい範囲は０．０００３〜０．００８質量％である。
また、本発明の優れた耐疲労特性を有するＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板は、更に、０．００１〜０．０３％質量％のＺｒを含有することを特徴とする。
Ｚｒは、０．００１〜０．０３質量％の添加により、引張強さ及びばね限界値の向上に寄与し、その添加範囲外では、効果は望めない。【００１８】
本発明の優れた耐疲労特性を有するＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板の製造方法は、熱間圧延、冷間圧延、連続焼鈍、仕上げ冷間圧延、テンションレベリングをこの順序で行う工程で前記銅合金板を製造するに際し、前記熱間圧延を、圧延開始温度；７００℃〜８００℃、総熱間圧延率；８０％以上、１パス当りの平均圧延率；１５％〜３０％にて実施し、前記冷間圧延を、圧延率；５０％以上にて実施し、前記連続焼鈍を、温度；３００℃〜５５０℃、時間；０．１分〜１０分にて実施し、テンションレベリングを、ラインテンション；１０Ｎ／ｍｍ２〜１４０Ｎ／ｍｍ２にて実施することを特徴とする。【００１９】
出願人の特許文献３、特許文献４、特許文献５では、Ｃｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板の製造方法として、熱間圧延、溶体化処理、仕上げ冷間圧延、低温焼鈍をこの順序で含む工程で銅合金を製造するに際して、熱間圧延開始温度が７００℃〜８００℃で、総熱間圧延率が９０％以上であり、１パス当りの平均圧延率が１０％〜３５％として前記熱間圧延を行い、前記溶体化処理後の銅合金板のビッカース硬さを８０〜１００Ｈｖに調整し、前記低温焼鈍を２５０〜４５０℃にて３０秒〜１８０秒にて実施することを開示しており、出願人の特許文献４では、更に、仕上げ冷間圧延における総圧延率を５０〜８０％にて実施することが開示されている。
また、特許文献６には、Ｃｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板の製造方法として、９００℃〜３００℃における熱間圧延として９００℃〜６００℃で最初の圧延パスを行った後に６００℃未満〜３００℃で圧延率４０％以上の圧延を行い、次いで、圧延率８５％以上で冷間圧延を行い、その後、４００〜７００℃における再結晶焼鈍と、圧延率２０〜７０％の仕上げ冷間圧延を順次行うことにより、銅合金板材を製造することが開示されている。【００２０】
本発明のＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板の製造方法は、出願人の特許文献３、特許文献４、特許文献５の製造方法を改良し、後工程となるテンションレベリングにより、｛１１０｝面及び平均結晶粒径を規定範囲に収める、即ち、最適なテンションレベリングにて銅合金板に繰り返し曲げ加工、引張り応力を与え、｛１１０｝面の形成を増加させ、表面組織を緻密化して個々の粒界に作用する応力を低下させて、銅合金板の疲労寿命を延ばすことが特徴である。
テンションレベリングとは、千鳥状に並ぶロールに材料を通して繰り返し逆方向に曲げ加工するローラーレベラーに前後方向に張力を与えることにより材料の平坦度を矯正する加工である。ラインテンションとは、入側および巻取側テンション負荷装置によりローラーレベラー内の材料に負荷される張力である。
即ち、熱間圧延を、圧延開始温度；７００℃〜８００℃、総熱間圧延率；８０％以上、１パス当りの平均圧延率；１５％〜３０％にて実施し、前記冷間圧延を、圧延率；５０％以上にて実施することにより、Ｉ｛１１０｝／Ｉ０｛１１０｝、Ｉ｛１００｝／Ｉ０｛１００｝、Ｉ｛１１１｝／Ｉ０｛１１１｝、平均結晶粒径の４条件が規定値内に収まる素地を作り（特に、｛１１０｝の形成を増長させる）、連続焼鈍を、温度；３００℃〜５５０℃、時間；０．１分〜１０分にて実施することにより、焼鈍での再結晶を極力抑えて、Ｉ｛１００｝／Ｉ０｛１００｝とＩ｛１１１｝／Ｉ０｛１１１｝の形成を抑制して規定値内に収め、テンションレベリングを、ラインテンション；１０Ｎ／ｍｍ２〜１４０Ｎ／ｍｍ２で実施することにより、Ｉ｛１１０｝／Ｉ０｛１１０｝を増加させて規定範囲内に収め、平均結晶粒径も規定範囲内に収める。
これらの製造条件の何れか一つが外れても、Ｉ｛１１０｝／Ｉ０｛１１０｝、Ｉ｛１００｝／Ｉ０｛１００｝、Ｉ｛１１１｝／Ｉ０｛１１１｝、平均結晶粒径の４条件は、規定値内に収まらない。
【発明の効果】
【００２１】
本発明により、優れた耐疲労特性を有するＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板及びその製造方法が提供される。
【図面の簡単な説明】
【００２２】
【図１】本発明にて使用するテンションレベラに負荷されるラインテンションを説明するための概略図である。
【発明を実施するための形態】
【００２３】
以下、本発明の実施形態について詳細に説明する。
[銅合金板の成分組成]
本発明のＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板は、０．２〜１．２質量％のＭｇと０．００１〜０．２質量％のＰ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。
Ｍｇは、Ｃｕの素地に固溶して導電性を損なうことなく、強度を向上させる。また、Ｐ
は、溶解鋳造時に脱酸作用があり、Ｍｇ成分と共存した状態で強度を向上させる。これら
Ｍｇ、Ｐは上記範囲で含有することにより、その特性を有効に発揮することができる。
また、本発明のＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板は、上記の基本組成に対して、更に０．０００２〜０．００１３質量％のＣと０．０００２〜０．００１質量％の酸素を含有しても良い。
Ｃは、純銅に対して非常に入りにくい元素であるが、微量に含まれることにより、Ｍｇを含む酸化物が大きく成長するのを抑制する作用がある。しかし、その含有量が０．０００１質量％未満ではその効果が十分でなく、一方、０．００１３質量％を越えて含有すると、固溶限度を越えて結晶粒界に析出し、粒界割れを発生させて脆化し、曲げ加工中に割れが発生することがあるので好ましくない。より好ましい範囲は、０．０００３〜０．００１０質量％である。
酸素は、Ｍｇとともに酸化物を作り、この酸化物が微細で微量存在すると、打抜き金型の摩耗低減に有効であるが、その含有量が０．０００２質量％未満ではその効果が十分でなく、一方、０．００１質量％を越えて含有するとＭｇを含む酸化物が大きく成長するので好ましくない。より好ましい範囲は０．０００３〜０．００８質量％である。
また、本発明のＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板は、上記の基本組成に対して、或いは、上記の基本組成に上記のＣ及び酸素を含む組成に対して、更に、０．００１〜０．０３％質量％のＺｒを含有しても良い。
Ｚｒは、０．００１〜０．０３質量％の添加により、引張強さ及びばね限界値の向上に寄与し、その添加範囲外では、効果は望めない。
【００２４】
[銅合金板の集合組織]
本発明のＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板は、銅合金板の表面の結晶配向が、｛１１０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛１１０｝とし、純銅標準粉末の｛１１０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ０｛１１０｝とした場合に、４．０≦Ｉ｛１１０｝／Ｉ０｛１１０｝≦６．０であり、｛１００｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛１００｝とし、純銅標準粉末の｛１００｝結晶面のＸ線回折強度をＩ０｛１００｝とした場合に、Ｉ｛１００｝／Ｉ０｛１００｝≦０．８であり、｛１１１｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛１１１｝とし、純銅標準粉末の｛１１１｝結晶面のＸ線回折強度をＩ０｛１１１｝とした場合に、Ｉ｛１１１｝／Ｉ０｛１１１｝≦０．８であり、銅合金板の平均結晶粒径が１〜１０μｍである。
【００２５】
特許文献６には、０．２〜１．２質量％のＭｇと０．００１〜０．２質量％のＰ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、銅合金板材の板面における｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛４２０｝とし、純銅標準粉末の｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ０｛４２０｝とすると、Ｉ｛４２０｝／Ｉ０｛４２０｝＞１．０を満たし、銅合金板材の板面における｛２２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛２２０｝とし、純銅標準粉末の｛２２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ０｛２２０｝とすると、１．０≦Ｉ｛２２０｝／Ｉ０｛２２０｝≦３．５を満たす結晶配向を有すると、通常の曲げ加工性だけでなく、ノッチング後の曲げ加工性にも優れ、耐応力緩和特性に優れることが開示されている。
【００２６】
本発明のＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板では、特許文献６の知見とは異なり、出願人の商品名「ＭＳＰ１」の耐疲労特性の改善を進めて行く過程で、銅合金板の表面の結晶配向の｛１１０｝結晶面を４．０≦Ｉ｛１１０｝／Ｉ０｛１１０｝≦６．０の範囲に調整し、｛１００｝結晶面をＩ｛１００｝／Ｉ０｛１００｝≦０．８とし、｛１１１｝結晶面をＩ｛１１１｝／Ｉ０｛１１１｝≦０．８とする、即ち、この２つの結晶面（｛１００｝と｛１１１｝）の形成を極力抑制することにより、更に、銅合金板の平均結晶粒径が１．０〜１０．０μｍであることにより、従来の諸特性を維持しながら、１５０℃にて１０００時間保持した後の耐疲労特性が向上することを見出したのである。
即ち、従来のＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金銅合金板は、１５０℃にて１０００時間保持した後では、その耐疲労特性は常温時より、２０％を超えて２５％程度低下するが、本発明のＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金銅合金板は、１５〜２０％の低下で抑えられる。
これらの４つの条件（｛１１０｝、｛１００｝、｛１１１｝、平均粒径）を全て満たしていないと、その効果は得られない。
従来の諸特性とは、出願人の商品名「ＭＳＰ１」の１／４Ｈ材、１／２Ｈ材、Ｈ材、ＥＨ材、ＳＨ材に該当する物理的、機械的、各種特性を意味する。
【００２７】
Ｃｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板面（圧延面）からのＸ線回折パターンは、一般に｛１１１｝、｛２００｝、｛２２０｝、｛３１１｝の４つの結晶面の回折ピークで構成され、｛１００｝面は非常に小さいが、本発明では、この｛１００｝面に着目し、この発生を極力抑制し、更に、｛１１１｝結晶面をＩ｛１１１｝／Ｉ０｛１１１｝≦０．８に抑制することにより、
従来の諸特性を維持しながら、耐疲労特性の向上が可能となり、また、銅合金板の平均結晶粒径が１〜１０μｍであると、この効果を増長させることができる。Ｉ｛１００｝／Ｉ０｛１００｝とＩ｛１１１｝／Ｉ０｛１１１｝は、極力小さくしたいが、製造方法を工夫しても０．２より小さくすることは難しい。
Ｘ線回折強度（Ｘ線回折積分強度）の測定は、条件によりかなり異なる場合もあり、本発明では、その銅合金板の板面（圧延面）を＃１５００耐水ペーパーで研磨仕上げした試料を用意し、Ｘ線回折装置（ＸＲＤ）を用いて、Ｍｏ−Ｋα線、管電圧６０ｋＶ、管電流２００ｍＡの条件で、試料の研磨仕上げ面について、各々の面のＸ線回折強度Ｉを測定した。純銅標準粉末も同様に測定した。
【００２８】
[銅合金板の製造方法]
本発明の優れた耐疲労特性を有するＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板の製造方法は、熱間圧延、冷間圧延、連続焼鈍、仕上げ冷間圧延、テンションレベリングをこの順序で含む工程で前記銅合金板を製造するに際し、前記熱間圧延を、圧延開始温度；７００℃〜８００℃、総熱間圧延率；８０％以上、１パス当りの平均圧延率；１５％〜３０％にて実施し、前記冷間圧延を、圧延率；５０％以上にて実施し、前記連続焼鈍を、温度；３００℃〜５５０℃、時間；０．１分〜１０分にて実施し、テンションレベリングを、ラインテンション；１０Ｎ／ｍｍ２〜１４０Ｎ／ｍｍ２にて実施することを特徴とする。
【００２９】
出願人の特許文献３、特許文献４、特許文献５では、Ｃｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板の製造方法として、熱間圧延、溶体化処理、仕上げ冷間圧延、低温焼鈍をこの順序で含む工程で銅合金を製造するに際して、熱間圧延開始温度が７００℃〜８００℃で、総熱間圧延率が９０％以上であり、１パス当りの平均圧延率が１０％〜３５％として前記熱間圧延を行い、前記溶体化処理後の銅合金板のビッカース硬さを８０〜１００Ｈｖに調整し、前記低温焼鈍を２５０〜４５０℃にて３０秒〜１８０秒にて実施することを開示しており、出願人の特許文献４では、更に、仕上げ冷間圧延における総圧延率を５０〜８０％にて実施することが開示されている。
また、特許文献６には、Ｃｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板の製造方法として、９００℃〜３００℃における熱間圧延として９００℃〜６００℃で最初の圧延パスを行った後に６００℃未満〜３００℃で圧延率４０％以上の圧延を行い、次いで、圧延率８５％以上で冷間圧延を行い、その後、４００〜７００℃における再結晶焼鈍と、圧延率２０〜７０％の仕上げ冷間圧延を順次行うことにより、銅合金板材を製造することが開示されている。
【００３０】
本発明のＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板の製造方法は、出願人の特許文献３、特許文献４、特許文献５の製造方法を改良し、後工程となるテンションレベリングにより、｛１１０｝面及び平均結晶粒径を規定範囲に収める、即ち、最適なテンションレベリングにて銅合金板に繰り返し曲げ加工、引張り応力を与え、｛１１０｝面の形成を増加させ、表面組織を緻密化して個々の粒界に作用する応力を低下させて、銅合金板の疲労寿命を延ばすことが特徴である。
テンションレベリングとは、千鳥状に並ぶロールに材料を通して繰り返し逆方向に曲げ加工するローラーレベラーに前後方向に張力を与えることにより材料の平坦度を矯正する加工である。ラインテンションとは、入側および巻取側テンション負荷装置によりローラーレベラー内の材料に負荷される張力である。
図１に示すように、アンコイラー９に巻かれた銅合金板６は、テンションレベラ１０の入側テンション負荷装置１１を通過し、複数のロールが千鳥状に並ぶローラーレベラー１３により繰り返し曲げ加工されて銅合金板７となり、巻取側テンション負荷装置１２を通過後、銅合金板８となりリコイラー１４に巻き取られる。この際、ラインテンションＬは入側テンション負荷装置１１と巻取側テンション負荷装置１２の間の銅合金板７に負荷される（ローラーレベラー１３内では均一な張力である）。
【００３１】
このように、熱間圧延を、圧延開始温度；７００℃〜８００℃、総熱間圧延率；８０％以上、１パス当りの平均圧延率；１５％〜３０％にて実施し、前記冷間圧延を、圧延率；５０％以上にて実施することにより、Ｉ｛１１０｝／Ｉ０｛１１０｝、Ｉ｛１００｝／Ｉ０｛１００｝、Ｉ｛１１１｝／Ｉ０｛１１１｝、平均結晶粒径の４条件が規定値内に収まる素地を作り（特に、｛１１０｝の形成を増長させる）、連続焼鈍を、温度；３００℃〜５５０℃、時間；０．１〜１０分にて実施することにより、焼鈍での再結晶を極力抑えて、Ｉ｛１００｝／Ｉ０｛１００｝とＩ｛１１１｝／Ｉ０｛１１１｝の形成を抑制して規定値内に収め、テンションレベリングを、ラインテンション；１０Ｎ／ｍｍ２〜１４０Ｎ／ｍｍ２で実施することにより、Ｉ｛１１０｝／Ｉ０｛１１０｝を増加させて規定範囲内に収め、平均結晶粒径も規定範囲内に収める。
これらの製造条件の何れか一つが外れても、Ｉ｛１１０｝／Ｉ０｛１１０｝、Ｉ｛１００｝／Ｉ０｛１００｝、Ｉ｛１１１｝／Ｉ０｛１１１｝、平均結晶粒径の４条件は、規定値内に収まらず、期待される耐疲労効果は得られない。
【実施例】
【００３２】
表１に示す組成の銅合金を、電気炉により還元性雰囲気下で溶解し、厚さが１５０ｍｍ、幅が５００ｍｍ、長さが３０００ｍｍの鋳塊を溶製した。この溶製した鋳塊を、表１に示す、圧延開始温度、総熱間圧延率、１パス当たりの平均圧延率にて熱間圧延を行い、銅合金板とした。この銅合金板の両表面の酸化スケールをフライスで０．５ｍｍ除去した後、表１に示す圧延率で冷間圧延を施し、表１に示す連続焼鈍を施し、圧延率が７０％〜８５％の仕上げ圧延を実施し、表１に示すテンションレベリングを施し、厚さ０．２ｍｍ程度の実施例１〜１０及び比較例１〜７に示すＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金薄板を作製した。実施例１〜１０は、出願人の商品名「ＭＳＰ１」の質別「Ｈ材」相当品である。【００３３】
【表１】
2013150627.tif 000003
【００３４】
これらの銅合金薄板から試料を切出し、Ｘ線回折装置にて、｛１１０｝結晶面、｛１００｝結晶面、｛１１１｝結晶面のＸ線回折強度（Ｘ線回折積分強度）を測定した。
Ｘ線回折強度の測定は、ＲＩＧＡＫＵ  ＲＩＮＴ  ２５００回転対極型Ｘ線回折装置を使用し、逆極点図測定にて、各試料の銅合金板の板面（圧延面）を＃１５００耐水ペーパーで研磨仕上げし、Ｍｏ−Ｋα線、グラファイト製湾曲モノクロメータ、管電圧６０ｋＶ、管電流２００ｍＡの条件で、その試料面につき、各々の結晶面のＸ線回折強度Ｉを測定した。純銅標準粉末は、２ｍｍ厚にプレス成形した後に同様の測定を実施した。
その結果を表２に示す。
また、各試料の平均結晶粒径は、銅合金板の板面（圧延面）を研磨した後にエッチング
し、その面を光学顕微鏡で観察して、ＪＩＳＨ０５０１の切断法により測定した。
その結果を表２に示す。【００３５】
【表２】
2013150627.tif 000004
【００３６】
次に、各試料の導電率、引張り強さ、応力緩和率、ばね限界値を測定した。
導電率は、ＪＩＳＨ０５０５の導電率測定方法に従って測定した。
引張り強さは、ＬＤ（圧延方向）およびＴＤ（圧延方向および板厚方向に対して垂直な方向）の引張試験用の試験片（ＪＩＳＺ２２０１の５号試験片）をそれぞれ５個ずつ採取し、それぞれの試験片についてＪＩＳＺ２２４１に準拠した引張試験を行い、平均値によってＬＤおよびＴＤの引張強さを求めた。
応力緩和率は、幅１２．７ｍｍ、長さ１２０ｍｍ（以下、この長さを１２０ｍｍをＬ０とする）の寸法を持った試験片を使用し、この試験片を長さ：１１０ｍｍ、深さ：３ｍｍの水平縦長溝を有する治具に前記試験片の中央部が上方に膨出するように湾曲セットし（この時の試験片の両端部の距離：１１０ｍｍをＬ１とする）、この状態で温度：１７０℃にて１０００時間保持し、加熱後、前記治具から取り外した状態に置ける前記試験片の両端部間の距離（以下、Ｌ２とする）を測定し、計算式：（Ｌ０−Ｌ２）／（Ｌ０−Ｌ１）×１００％によって算出することにより求めた。
ばね限界値は、ＪＩＳ−Ｈ３１３０に基づき、モーメント式試験により永久たわみ量を測定し、Ｒ．Ｔ．におけるＫｂ０．１（永久たわみ量０．１ｍｍに対応する固定端における表面最大応力値）を算出した。
これらの結果を表３に示す。【００３７】
【表３】
2013150627.tif 000005
【００３８】
また、各試料の耐疲労特性は、各試料を常温時と１５０℃に１０００時間保持した後に、日本伸銅協会Ｔ３０８−２００２に従って耐疲労試験を行い、最大曲げ応力−繰返し振動回数（破断に至るまでの回数）のＳ−Ｎ曲線を作成した。その結果より、（常温時最大曲げ応力−１５０℃で１０００時間保持後の最大曲げ応力）を（常温時最大曲げ応力）で除して、最大曲げ応力の減少率を求めた。
その結果を表４に示す。【００３９】
【表４】
2013150627.tif 000006
【００４０】
表１、表２、表３、表４の結果より、本発明の実施例のＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板は、１５０℃にて１０００時間保持した後の耐疲労特性の減少率が比較例と比べて小さく、従来の諸特性も維持していることがわかる。【００４１】
以上、本発明の実施形態について説明したが、本発明はこの記載に限定されることはなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲において種々の変更を加えることが可能である。例えば、製造方法にて、冷間圧延と連続焼鈍を繰返し実施する、テンションレベリング後に歪取り焼鈍を実施する等である。
【産業上の利用可能性】
【００４２】
本発明の優れた耐疲労特性を有するＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板は、電気及び電子用機器の端子及びコネクタ用の材料として適用できる。
【符号の説明】
【００４３】
６  銅合金板
７  銅合金板
８  銅合金板
９  アンコイラー
１０  テンションレベラ
１１  入側テンション負荷装置
１２  巻取側テンション負荷装置
１３  ローラーレベラー
１４  リコイラー
Ｌ  ラインテンション
【図１】
2013150627.tif 000007
【国際調査報告】
2013150627.tif 000008
2013150627.tif 000009