(57)【要約】      （修正有）【課題】第３元素を添加して高強度化したチタン銅において、プレス打抜き性を改良することであり、さらに優れた曲げ加工性を実現することで、プレス加工性に優れたチタン銅を提供する。【解決手段】Ｔｉを２．０〜４．０重量％及びＦｅを０．０５〜０．５０重量％含有する銅基合金において、他の不純物元素が合計で０．０１重量％以下であり、Ｘ線回折強度比：Ｉ（３１１）／Ｉ（１１１）≧０．５を満たすことを特徴とする銅合金。  【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｔｉを２．０〜４．０質量％及びＦｅを０．０５〜０．５０質量％含有し、残部がＣｕである銅基合金において、他の不純物元素が合計で０．０１質量％以下であり、Ｘ線回折強度比がＩ（３１１）／Ｉ（１１１）≧０．５を満たすことを特徴とするプレス加工性に優れたチタン銅。
【請求項２】
Ｔｉを２．０〜４．０質量％及びＦｅ、さらにＣｏ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｂ、Ｐの中から１種以上との合計を０．０５〜０．５０質量％含有し、残部がＣｕである銅基合金において、他の不純物元素が合計で０．０１質量％以下であり、Ｘ線回折強度比がＩ（３１１）／Ｉ（１１１）≧０．５を満たすことを特徴とするプレス加工性に優れたチタン銅。
【請求項３】
Ｔｉを２．０〜４．０質量％及びＣｏ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｂ、Ｐの中から１種以上を０．０５〜０．５０質量％含有し、残部がＣｕである銅基合金において、他の不純物元素が合計で０．０１質量％以下であり、Ｘ線回折強度比がＩ（３１１）／Ｉ（１１１）≧０．５を満たすことを特徴とするプレス加工性に優れたチタン銅。
【請求項４】
断面検鏡にて観察される面積０．０１μｍ２以上の第２相粒子のうち、その組成がＣｕ−Ｔｉ−Ｆｅ系である割合が５０％以上であることを特徴とする請求項１に記載のプレス加工性に優れたチタン銅。
【請求項５】
断面検鏡にて観察される面積０．０１μｍ２以上の第２相粒子のうち、その組成がＣｕ−Ｔｉ−Ｘ系である割合が５０％以上であることを特徴とする請求項２〜３に記載のプレス加工性に優れたチタン銅、
ここでＸとは、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｂ、Ｐのうちの何れかの元素とする。
【請求項６】
断面検鏡にて観察される面積０．０１μｍ２以上である第２相粒子の平均粒径が２．０μｍ以下であることを特徴とする請求項１〜５に記載のプレス加工性に優れたチタン銅。
【請求項７】
断面検鏡にて各結晶粒内に観察される面積０．０１μｍ２以上の第２相粒子の平均数密度について結晶粒間における変動係数Ｃｖ（標準偏差／平均値）が０．３以下であることを特徴とする第１〜６項記載のプレス加工性に優れたチタン銅。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、コネクタ材等に使用する銅合金に関するものであり、高強度を有しつつ、優れたプレス打抜き性と曲げ加工性を両立させたチタン銅の製造技術を提供するものである。
【背景技術】
【０００２】
チタン銅は、溶体化処理によって過飽和固溶体を形成させ、その状態から低温にて時効を施すと、準安定相である変調構造が発達し、その発達段階の或る時期において著しく硬化することにより、銅合金中ベリリウム銅に次ぐ強度を有し、ベリリウム銅を凌ぐ応力緩和特性を有していることからコネクタ材等に使用されている。チタン銅は、近年その需要が益々増大の傾向にあるが、優れた曲げ加工性化を有しつつ、更なる高強度化が求められている。このニーズに対処すべく、チタン銅のさらなる高強度化に関する研究開発が種々行われている。
例えば、特許文献１では、チタン銅にＣｒ、Ｚｒ、ＮｉおよびＦｅを添加する技術が提案されている。また、特許文献２では、チタン銅にＺｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｉｎ、ＰおよびＳｉを添加する技術も提案されている。
【０００３】
【特許文献１】特開平６−２４８３７５号公報
【特許文献２】特開２００２−３５６７２６号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
しかしながら、チタン銅は、銅合金の中にあって特に金型が摩耗しやすい合金であるにもかかわらず、チタン銅に第３元素群（Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ、ＢまたはＰ）を添加し、それらの成分を含んだ第２相の析出による高強度化を狙った従来技術では、析出物自体が硬くなるために、このような材料をプレス加工すると、よりいっそう金型を摩耗させやすいという欠点が浮き彫りとなる。即ち、このようにして高強度化したチタン銅をプレス加工し続けると、金型が早く摩耗し、加工精度が低下してしまうこととなる。そのため、狭ピッチコネクタ等の精密部品の加工においては、金型の交換頻度を増やすか、このような用途への材料の使用を避けるかの対応をせざるをえない。
【０００５】
そこで、本発明の目的は、第３元素を添加して高強度化したチタン銅において、プレス加工性を改良することであり、さらに、優れた曲げ加工性を実現することでプレス加工性に優れたチタン銅を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
発明者らは、剪断加工中の素材の応力分布が、素材の結晶方位に影響されることに着眼して鋭意研究した結果、結晶方位を制御し、プレス打抜き性改善させることができることを見出した。また、粗大な第２相粒子の存在や、組織の不均一さが、曲げ加工性の悪化を招いていることに着眼して、適正な第２相粒子の分布形態を調査した結果、強度の向上に寄与しながら曲げ加工性を悪化させないためには、第２相粒子が粒界ではなく粒内に出来るだけ細かく均等に分布している必要があることを見出した。
さらに、その組成が第３元素を含んだＣｕ-Ｔｉ-Ｘ系（Ｘは第三元素）であれば、その成長が抑制され、微細分散しやすくなることも突き止めた。
【０００７】
即ち、本発明は、以下の通りである。
（１）Ｔｉを２．０〜４．０質量％及びＦｅを０．０５〜０．５０質量％含有し、残部がＣｕである銅基合金において、他の不純物元素が合計で０．０１質量％以下であり、Ｘ線回折強度比がＩ（３１１）／Ｉ（１１１）≧０．５であることを特徴とするチタン銅。
【０００８】
（２）Ｔｉを２．０〜４．０質量％及びＦｅと、さらにＣｏ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｂ、Ｐのなかから１種以上との合計を０．０５〜０．５０質量％含有し、残部がＣｕである銅基合金において、他の不純物元素が合計で０．０１質量％以下であり、Ｘ線回折強度比がＩ（３１１）／Ｉ（１１１）≧０．５であることを特徴とする銅合金。
【０００９】
（３）Ｔｉを２．０〜４．０質量％及びＣｏ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｂ、Ｐの中から１種以上を０．０５〜０．５０質量％含有し、残部がＣｕである銅基合金において、他の不純物元素が合計で０．０１質量％以下であり、Ｘ線回折強度比がＩ（３１１）／Ｉ（１１１）≧０．５であることを特徴とする銅合金。
【００１０】
（４）断面検鏡にて観察される面積０．０１μｍ２以上の第２相粒子のうち、その組成がＣｕ−Ｔｉ−Ｆｅ系である割合が５０％以上であることを特徴とする上記（１）に記載のプレス加工性に優れたチタン銅。
【００１１】
（５）断面検鏡にて観察される面積０．０１μｍ２以上の第２相粒子のうち、その組成がＣｕ−Ｔｉ−Ｘ系である割合が５０％以上であることを特徴とする上記（２）〜（３）に記載のプレス加工性に優れたチタン銅、
ここでＸとは、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｂ、Ｐのうちの何れかの元素とする。
【００１２】
（６）断面検鏡にて観察される面積０．０１μｍ２以上である第２相粒子の平均粒径が２．０μｍ以下であることを特徴とする上記（１）〜（５）に記載のプレス加工性に優れたチタン銅。
【００１３】
（７）断面検鏡にて各結晶粒内に観察される面積０．０１μｍ２以上の第２相粒子の平均数密度について結晶粒間における変動係数Ｃｖ（標準偏差／平均値）が０．３以下であることを特徴とする上記（１）〜（６）に記載のプレス加工性に優れたチタン銅。
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、チタン銅において、第３元素群の含有量の適正化及び結晶方位の適正化を図ることで、高強度を有しつつ、優れたプレス打抜き性を実現させると同時に、第２相粒子分布の制御することで、良好な曲げ加工性も実現することができる。よって本発明のチタン銅は、コネクタ材等に用いられる銅合金として高強度を有しつつ、プレス打抜き性と曲げ加工性が両立したプレス加工性に優れた銅合金である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１５】
（１）合金組成について
本発明では、Ｔｉを２〜４質量％としているが、Ｔｉが２質量％未満では、十分な強度が得られず、逆に４質量％を超えると析出物が粗大化し易いので曲げ加工性が劣化する。Ｔｉの最も好ましい範囲は、２．５〜３．５質量％である。
【００１６】
本発明では、第３元素群の添加を規定しているが、これらの元素の効果は微量の添加によりＴｉが十分に固溶する高温度で溶体化処理をしても結晶粒が容易に粗大化せず、微細な組織が得られることである。チタン銅においてこの効果が最も高いのがＦｅである。そして、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｂ、Ｐにおいても、Ｆｅに準じた効果が期待でき、添加されるＦｅの一部をＣｏ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｂ、Ｐに置き換えることができる。さらには、これらの元素を単独の添加でも同様の効果が見られ、また、２種以上を複合添加してもよい。Ｆｅ及びこれらの元素は、合計で、０．０１質量％以上含有するとその効果が現れ出す。一方、０．５質量％を超えると、Ｔｉの固溶限を狭くし、粗大な第２相粒子を析出し易くなり、強度は向上するが、曲げ加工性が劣化するという弊害が顕著になる。これら第３元素のより好ましい含有範囲は、Ｆｅにおいて０.１７〜０.２３質量％であり、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｖ、Ｎｂにおいて０．１５〜０．２５質量％、Ｚｒ、Ｂ、Ｐにおいて０．０５〜０．１０質量％である。
【００１７】
（２）結晶方位について
一般に、延性が高いほど曲げ加工性が良好になり、延性が低いとプレス打抜き性が良好になる。よって、曲げ加工性とプレス打抜き性を両立させることは難しいとされていた。
一方、銅合金の製造工程において、高い加工度で冷間圧延すると圧延集合組織が発達し、Ｉ（１１０）が強くなる。そしてその状態で、再結晶焼鈍をすると、再結晶集合組織が発達し、Ｉ（１００）が強くなる。冷間圧延上がりの素材は延性に乏しく、逆に再結晶焼鈍後の素材は柔らかく伸びやすい。この関係から、従来技術においては、Ｉ（１００）とＩ（１１０）の関係に注目した例が多く、曲げ加工性を良好にするにはＩ（１１０）に対してＩ（１００）を強く規定し、逆にプレス打抜き性を良好にするにはＩ（１００）に対してＩ（１１０）を強く規定したものが提案されていた。
【００１８】
本発明では、Ｉ（３１１）とＩ（１１１）の関係に注目し、以下の知見を見出した。なお、Ｉ（３１１）とＩ（１１１）の関係に注目した従来例はない。
Ｉ（１１１）に比較してＩ（３１１）が発達すると、図１（ａ）のように、剪断加工時の亀裂の発生角度が素材面に対して９０°に近くなり、これによって破断に至るまでの亀裂の発達がスムースになる。この現象は、Ｉ（３１１）／Ｉ（１１１）≧０．５になると効果が現れるが、素材の強度や延性には全く影響を及ぼさない。一方、図１（ｂ）のように、亀裂の発生角度が９０°からずれてくると、亀裂の発達中において素材の塑性歪域が広がってしまい、抜きが悪くなってしまう。またそれによって２次剪断面を生じることも重なって、金型が摩耗しやすくなる。延性を下げずにプレス打抜き性のみを高める関係を見出した。
【００１９】
本発明の合金系においてＩ（３１１）／Ｉ（１１１）≧０．５であり、より好ましくは、Ｉ（３１１）／Ｉ（１１１）≧１．０であり、更に好ましくは、Ｉ（３１１）／Ｉ（１１１）≧１．５である。
なお、Ｉ（３１１）／Ｉ（１１１）≧０．５の所定の結晶方位を得る方法については、溶質原子を完全に固溶した状態で冷間圧延することにより、最終的に（３１１）面が発達するので、中間工程における溶体化処理をこの第２相粒子が完全に固溶する熱処理条件で行うことである。
【００２０】
（３）第２相粒子の組成構成及び分布形態
本発明は、良好な曲げ加工性が得られるための必要条件として、第２相粒子の組成構成、平均粒径、数密度の結晶粒間のばらつきを規定する。
一般的には、第２相粒子には、炉材等の外来性の介在物、溶解中に生成する反応生成物、凝固中に生成する晶出物、焼鈍中に形成される析出物があるが、本発明が対象とする合金系では、第２相粒子はほとんどが熱処理中に形成される析出物である。
【００２１】
第２相粒子は、結晶粒内に細かくかつ均等に分散している状態であれば強度の向上に寄与し、また、曲げ加工性も向上する。粗大化したり、局所的に偏った分布をしてしたりすると曲げ加工性を害するようになる。具体的には、第２相粒子の平均粒径が２μｍを超えていたり、第２相粒子の平均数密度における結晶粒間の変動係数（標準偏差／平均値）が０．３を超えるような分布をしていたりすると、曲げ加工性に著しく支障をきたすようになる。ここで、「粒径」とは、断面観察したときの円相当径を指す。「円相等径」とは、同じ面積をもつ真円の直径である。
【００２２】
そこで、結晶粒内に、微細な第２相粒子が均等に分散している状態を得るには、溶質原子が完全に固溶している状態で加熱し、第２相粒子組成の固溶限直上の温度で最終の溶体化処理を行うことが有効である。一般に均質なα相を、第２相との境界線の温度まで加熱すると、平衡状態であっても実際の空間には揺らぎがあるので、至る所で頻繁に第２相の核生成と消滅が起こる。この現象が起こっている温度では、再結晶しても結晶粒が成長しにくい。従って、Ｃｕ−Ｔｉ−Ｘ相（Ｘは第三元素）の固溶限直上であれば、Ｃｕ−Ｔｉ−Ｘ系の第２相粒子が微細に分散した状態が得られ、これにより再結晶粒も微細化する。
【００２３】
さらに、Ｃｕ−Ｔｉ−Ｘ系の第２相粒子自体が、Ｃｕ−Ｔｉ系の第２相粒子よりも、粗大化しにくいという性質があるため、第２相粒子のうち、Ｃｕ−Ｔｉ−Ｘ系の第２相粒子の個数が、第２相粒子全体の個数の５０％以上であれば、第２相粒子サイズ及びその分布形態において、上述の所望な状態が得られ、微細な再結晶粒も得られる。Ｃｕ−Ｔｉ−Ｘ系の第２相粒子が、Ｃｕ−Ｔｉ系の第２相粒子よりも、粗大化しにくい性質は、第２相粒子の成長において、後者はＴｉの拡散のみで起こるのに対し、前者はＴｉとＸ両方の拡散を必要とすることによるものである。この性質は低温でも有効であり、Ｃｕ−Ｔｉ−Ｘ系の第２相粒子は最終工程の時効処理においても粗大化しにくい。このことからも、最終の溶体化処理では、第２相粒子組成をできるだけ多くＣｕ−Ｔｉ−Ｘ系としておくことが好ましい。
【００２４】
しかし、既に第２相粒子が析出している状態にて、最終溶体化処理をどのような条件で行っても、既存の第２相が成長するだけで、微細なものだけが均一に分散した状態は得られない。
従って、最終溶体化処理の前の熱処理工程において、溶質原子を全て固溶させておかなくてはいけない。なお、この時点では、結晶粒は粗大化してもよく、最終の結晶粒径には影響しない。溶質原子を完全に固溶させた状態で冷間圧延後、最終の溶体化処理で、再結晶と第２相粒子の析出とを同時に進行させることによって、微細で均質な結晶組織が得られるのである。
【００２５】
（４）製造方法
以上から本発明の合金を作りこむための基本工程は、
「十分な溶体化処理（第１次溶体化処理）→冷間圧延（中間圧延）→析出させる第２相粒子成分の固溶限の直上での溶体化処理（最終（第２次）溶体化処理）→調質圧延（最終圧延）→時効」
である。
「第１次溶体化処理」は、最終圧延前の中間圧延前の溶体化処理をいう。規定の成分に溶製後、鋳造し、熱延を経て、所定の厚みまでになるまで、冷間圧延、焼鈍を適当に繰り返し、第１次溶体化処理を行うが、熱延後すぐに第１次溶体化処理を行っても良い。
また、「第２次溶体化処理」は最終圧延前の溶体化処理をいうが、上述の最終の溶体化処理に該当し、以下においても最終の溶体化処理と表現する。
【００２６】
以下に本発明の実施の形態として、その工程を順次説明する。
１）インゴット製造工程
適当量のＣｕに第３元素群としてＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｂ、Ｐの中から１種以上を０．０１〜０．５０質量％添加し、十分保持した後にＴｉを２〜４質量％添加する。
第３元素群を有効に作用させるに溶け残りをなくすため、十分に保持する必要があり、また、Ｔｉは第３元素群よりＣｕ中に溶け易いので第３元素群の溶解後に添加すればよい。
ここで酸化物系の介在物が発生すると、素材の強度及び曲げ加工性にも悪影響を及ぼすので、これを防ぐために、溶解及び鋳造は、真空中または、不活性ガス雰囲気で行うのがよい。
【００２７】
２）インゴット製造工程以降の工程
このインゴット製造工程後には、９００℃以上で３時間以上の均質化焼鈍を行うことが望ましい。この時点で凝固偏析や鋳造中に発生した晶出物を完全に無くすことが望ましく、それは、後述する溶体化処理において、第２相粒子の析出を、微細かつ均一に分散させるためであり、混粒の防止にも効果がある。その後、熱間圧延を行い、冷間圧延と焼鈍を繰り返して、溶体化処理を行う。途中の焼鈍でも温度が低いと第２相粒子が形成されるので、この第２相粒子が完全に固溶する温度で行う。第３元素群を添加していない通常のチタン銅であれば、その温度は８００℃でよいが、第３元素群を添加したチタン銅はその温度を９００℃以上とすることが望ましい。そのときの昇温速度及び冷却速度においても極力速くし、第２相粒子が析出しないようにする。溶質原子を完全に固溶した状態で冷間圧延することにより、最終的に（３１１）面が発達するのである。さらに、溶体化処理直前の冷間圧延においては、その加工度が高いほど、溶体化処理における第２相粒子の析出が均一かつ微細なものになる。
【００２８】
３）最終溶体化処理
第２相粒子組成の固溶限の温度まで急速に加熱し、冷却速度も速くすれば粗大な第２相粒子の発生が抑制される。また、固溶温度での加熱時間は短いほうが結晶粒を微細化することができる。この時点で粒界に発生した第２相粒子が最終の時効で成長するので、この時点での第２相粒子はなるべく少なく、小さいほうがよい。
【００２９】
４）最終の冷間圧延・最終の時効処理
上記溶体化処理後、冷間圧延及び時効処理を行う。冷間圧延については、加工度２５％以下が望ましい。加工度が高いほど次の時効処理で粒界析出が起こり易いからである。
時効処理については、低温ほど粒界への析出を抑制することができる。同じ強度が得られる条件であっても、高温短時間側より低温長時間側の方が、粒界析出を抑制できるのである。従来技術において適正範囲とされていた４２０〜４５０℃では、時効が進むにつれて強度は向上するが、粒界析出が生じやすく、僅かな過時効でも曲げ加工性を低下させてしまう。添加元素によっても適正な時効条件は異なってくるが、高くとも３８０℃×３ｈとし、低い温度であれば、３６０℃×２４ｈと加熱時間は長くてもよい。
【実施例】
【００３０】
次に実施例を説明する。
本発明例の銅合金を製造するに際しては、活性金属であるＴｉが第２成分として添加されることから、溶製には真空溶解炉を用いた。また、本発明で規定した元素以外の不純物元素の混入による予想外の副作用が生じることを未然に防ぐため、原料は比較的純度の高いものを厳選して使用した。
【００３１】
まず、実施例１〜７および比較例８〜１２について、表１に示す組成となるように、主原料ＣｕとＴｉ及び添加元素（Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ、ＢおよびＰ）を配合し、溶解した。第３元素群を有効に作用させるに溶け残りをなくすため、十分に保持し、その後Ｔｉを添加した。これらをＡｒ雰囲気で鋳型に注入して、それぞれ約２ｋｇのインゴットを製造した。
【００３２】
上記インゴットに酸化防止剤を塗布して２４時間の常温乾燥後、９５０℃×１２時間の加熱をして熱間圧延をして、板厚１０ｍｍの板を得た。次に偏析を抑制するために再び酸化防止剤を塗布後９５０℃×２時間の加熱をして水冷した。ここで水冷したのは、可能な限り溶体化させるためであり、酸化防止剤を塗布したのは、粒界酸化及び表面から進入してきた酸素が添加元素成分と反応して介在物化する内部酸化を可能な限り防止するためである。各熱延板は、それぞれ機械研摩及び酸洗による脱スケール後、板厚０．２ｍｍまで冷間圧延した。その後、急速加熱が可能な焼鈍炉に挿入して、昇温速度５０℃／秒で第２相粒子組成の固溶限の温度（例えば、ＴｉとＦｅの添加量がそれぞれ３質量％、０．２質量％では８００℃）まで加熱し、２分間保持後水冷した。その後、酸洗して脱スケール後冷間圧延して板厚０．１５ｍｍとし、不活性ガス雰囲気中で時効して発明例の試験片とした。比較例の試験片については、Ｎｏ．８〜１１は成分調整、Ｎｏ．１２〜１４は、本発明において重要な工程である中間溶体化処理工程の条件を調整し、得られたものである。
【００３３】
【表１】
2006249565.tif 000002
【００３４】
まず、それぞれの試験片について、ＸＲＤにより、（１１１）と（３１１）の回折強度を求め、Ｉ（３１１）／Ｉ（１１１）を求めた。
また、第２相粒子の分布形態については、電界放出型オージェ電子分光分析装置（ＦＥ−ＡＥＳ）とそれに連動する画像処理装置を用いて評価した。すなわち単位走査視野に存在する面積０．０１μｍ２以上の第２相粒子全ての個数を測定し、その総数（Ｓ）と組成がＣｕ−Ｔｉ−Ｆｅ系若しくはＣｕ−Ｔｉ−Ｘ系である第２相粒子の合計（Ｓｘ）とから、Ａ値（Ｓｘ÷Ｓ×１００）を求めた。同様に任意の第２相粒子５０００個の面積を平均し、その円相当径を第２相粒子の平均粒径Ｄとした。更に、結晶粒の母集団から任意の結晶粒１００個について、それぞれの粒内に存在する第２相粒子の個数をそれぞれの結晶粒の面積で除した値（平均数密度）を求め、その変動係数Ｃｖ（標準偏差÷平均値）を求めた。表２にそれぞれの試験片のI（３１１）／I（１１１）、Ａ値、Ｄ、Ｃvを示す。
【００３５】
【表２】
2006249565.tif 000003
【００３６】
次に引っ張り試験を行って、０．２％耐力を測定し、Ｗ曲げ試験を行って割れの発生しない最小半径（ＭＢＲ）の板厚（ｔ）に対する比であるＭＢＲ／ｔ値を測定した。
金型磨耗性については、実際に連続プレス機で一定回数の打抜きを行い、金型の磨耗状況によって変化する切断部のバリ高さと破断面比率を測定して評価した。ここで、バリ高さとは図２に示す突起部の高さであり、金型が磨耗するにしたがってバリが高くなってくる。また金型が磨耗するにしたがって、図２に示す剪断面の割合が多くなり、即ち破断面比率ｈ２/（ｈ１+ｈ２）は小さくなる。
なお、他のプレス条件は以下の通りであった。
金型工具材料：ＳＫＤ１１、クリアランス：１０μｍ、ストローク：２００ｒｐｍ  図２に評価に用いた金型セット形状を示す。１辺約５ｍｍの正方形で４つの角の曲率が異なっており、それぞれの曲率半径は、０．０５ｍｍ、０．１ｍｍ、０．２ｍｍ、０．３ｍｍである。曲率半径が小さい程、剪断加工時に応力集中が生じるので磨耗し易い。しかし、曲率半径が小さい程切断面形状がばらついて観察しにくくなる。また、プレス加工後の孔部と抜き落とし部とでは、抜き落とし側の方が観察し易い。以上を考慮し、今回の評価は抜き落とし側の曲率半径が０．１ｍｍの角を観察した。プレス打抜き性に及ぼす素材以外の因子を避けるために、無潤滑で打抜き、十万回打ちぬいたときに素材間の差異が顕著となったので、そのときの値を評価値として採用した。バリ高さはレーザー変位計で測定し、破断面比率は光学顕微鏡による断面観察で測定した。
【００３７】
【表３】
2006249565.tif 000004
【００３８】
表３から明らかなように、各発明例においては、いずれも０．２％耐力が８５０ＭＰａ以上でＭＢＲ／ｔ値が２．０以下、無潤滑で１０万回打抜き後の破断面比率が０．１０以上、バリ高さが４０μｍ以下となっており、高い強度と優れた曲げ加工性更にプレス打抜き性とを同時に実現していることが判る。発明例Ｎｏ．３〜７ではＴｉの添加量が特に好ましい範囲（２．５〜３．５質量％）としたことにより、０．２％耐力が著しく向上し、９００ＭＰａ以上となっている。発明例Ｎｏ．５以外は、第２相粒子の分布形態において、Ｃｕ−Ｔｉ−Ｘ系粒子の存在比率を表すＡ値、平均粒径Ｄ、分布位置の均一性を表すＣｖが、好ましい値になっているので、曲げ加工性が向上している。発明例１〜２及び５〜７は、Ｉ（３１１）／Ｉ（１１１）が、更に好ましい範囲になっているので、プレス加工性が更に向上している。
発明例Ｎｏ．５は、第２相粒子の分布形態において、第三元素の添加量が少ないため、Ｃｕ−Ｔｉ−Ｘ系粒子の存在比率が５０％以下となってため、他の発明例より曲げ加工性より劣っている。
【００３９】
一方、比較例Ｎｏ．８は、Ｔｉの添加量が２．０質量％未満であるため、十分な０．２％耐力が得られていない。逆に、比較例Ｎｏ．９は、Ｔｉの添加量が４．０質量％以上を超えているため、曲げ加工性が悪化している。比較例Ｎｏ．１０は、本発明で規定した第３元素群が添加されていないので、強度及び曲げ加工性が劣っている。逆に、比較例Ｎｏ．１１においては、第３元素群の添加量の合計値が０．５質量％を超えているために、第２相粒子が必要以上に析出してしまい、曲げ加工性が悪化している。そして中間冷延前に行う溶体化処理において、比較例Ｎｏ．１２は均熱温度を低くし、Ｎｏ．１３は昇温速度を遅くし、Ｎｏ．１４は冷却速度を遅くしたものである。具体的には、Ｎｏ．１２の均熱温度は８００℃、Ｎｏ．１３の昇温速度は５℃／ｓｅｃ、Ｎｏ．１４の冷却速度は３０℃／ｓｅｃで行った。何れもＣｕ−Ｔｉ−Ｘ系の析出物が残存した状態で中間冷延をすることになり、最終的にＩ（３１１）／Ｉ（１１１）が０．５未満となって、プレス打抜き性が低下している。
【図面の簡単な説明】
【００４０】
【図１】プレス打抜き加工において発生する亀裂の入り方の概念図である。
【図２】プレス打抜きにおいて発生するバリの説明図である。
【図３】評価に用いた金型セット形状を示す。
【図１】
2006249565.tif 000005
【図２】
2006249565.tif 000006
【図３】
2006249565.tif 000007