(57)【要約】【課題】  高強度および優れた曲げ加工性を両立させた電子材料用Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条を提供する。【解決手段】Ｎｉを１．０〜４．５％、Ｓｉを０．２５〜１．５％含有し、必要に応じて少量のＭｇ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｐ、Ｍｎ、ＡｇまたはＢｅを含有する銅合金において、結晶方位を          （Ｉ（１１１）+Ｉ（３１１））/Ｉ（２２０）≦２．０    （Ｉ（ｈｋｌ）は（ｈｋｌ）面の板面Ｘ線回折強度）に調節することにより、曲げの逆異方性を改善する。さらに、Ｉ（２２０）および結晶粒形態を適正範囲に調節することにより、良好な強度と曲げ加工性のバランスを得る。【選択図】  なし            【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｎｉを１．０〜４．５質量％（以下％とする）、Ｓｉを０．２５〜１．５％含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物よりなる銅基合金の圧延面においてＸ線回折を用いて測定した３つの（ｈｋｌ）面のＸ線回折強度が、
（Ｉ（１１１）＋Ｉ（３１１））／Ｉ（２２０）≦２．０
を満足することを特徴とする高強度および高曲げ加工性を両立させたＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条。
【請求項２】
圧延面においてＸ線回折を用いて測定した（２２０）面のＸ線回折強度をＩ（２２０）、および純銅粉末標準試料においてＸ線回折を用いて測定した（２２０）面のＸ線回折強度をＩ０（２２０）としたときの、Ｉ（２２０）／Ｉ０（２２０）が、
１.０≦Ｉ（２２０）/Ｉ０（２２０）≦３．０
を満足することを特徴とする請求項１に記載のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条。
【請求項３】
圧延方向に直角な断面における結晶粒の幅方向の平均長さをａ、厚み方向の平均長さをｂとしたときに、
０．５≦ｂ／ａ≦０．９
２μｍ≦ａ≦２０μｍ
であることを特徴とする請求項１または２に記載のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条。
【請求項４】
Ｍｇを０．０５〜０．３％含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条。
【請求項５】
Ｚｎ、Ｓｎ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｐ、Ｍｎ、Ａｇ、またはＢｅのうち１種類以上を総量で０．００５〜２．０％含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高強度かつ曲げ加工性に優れた電子材料などの電子部品の製造に使用するＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条に関するものである。
【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Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条では、曲げ軸を圧延方向と直角にとった場合（以下、Ｇｏｏｄ  Ｗａｙとする）の曲げ加工性が、曲げ軸を圧延方向と平行にとった場合の曲げ加工性（以下、Ｂａｄ  Ｗａｙとする）より劣るという問題があった。この場合、曲げ異方性は、他の銅合金条がＧｏｏｄ  Ｗａｙの曲げ加工性の方が良好であるということとは逆であることから、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条においてはＧｏｏｄ  Ｗａｙの曲げ加工性改善が強く求められてきた。
【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、特許文献３で提案されている。この発明では、再結晶粒径を大きくすると（２００）および（３１１）面の集積度が増し、圧延すると（２２０）面の集積度が増すことに基づき、これら三面のＸ線回折強度（Ｉ）の関係を、次式で規定している。
（Ｉ（２００）＋Ｉ（３１１））／Ｉ（２２０）≧０.５
【０００５】
この関係式は、結晶粒径を大きくし、最終圧延加工度を低くすると曲げ加工性が向上することを述べている。しかしながら、結晶粒の粗大化および最終圧延加工度の低減は、強度低下を伴なう。また、結晶粒の粗大化については、曲げ割れは改善されたとしても、曲げ表面の肌荒れ（シワ）が大きくなり部品の外観が劣化するという問題がある。さらに、結晶粒の粗大化および最終圧延加工度の低減により、Ｇｏｏｄ  ＷａｙおよびＢａｄ  Ｗａｙの曲げ加工性が同時に向上するものの、Ｇｏｏｄ  Ｗａｙの曲げがＢａｄ  Ｗａｙの曲げに劣るという、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条で課題とされてきた曲げの逆異方性は改善されない。なお、本発明においては、Ｇｏｏｄ  Ｗａｙの曲げがＢａｄ  Ｗａｙの曲げに劣るという現象を曲げの逆異方性と表現する。
【０００６】
【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
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
そこで、結晶粒粗大化および最終圧延加工度の低減の手段を使用することなく、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条の結晶方位を曲げ加工性に対し最適化することが望まれていた。
本発明は結晶粒粗大化および最終圧延加工度の低減の手段を使用することなく、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条の結晶方位を最適化するためになされたもので、高強度および優れた曲げ加工性を両立させた電子材料用Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条を提供することを目的としている。曲げ加工性については、特にＧｏｏｄ  Ｗａｙの曲げ加工性を向上させ、曲げの逆異方性を改善することを課題としている。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
上記目的を達成するために本発明者らは、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条の研究を重ねたところ、高強度および優れた曲げ加工性を両立させたＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条の開発に成功した。
【０００９】
即ち本発明は、
（１）Ｎｉを１．０〜４．５質量％（以下％とする）、Ｓｉを０．２５〜１．５％含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物よりなる銅基合金の圧延面においてＸ線回折を用いて測定した３つの（ｈｋｌ）面のＸ線回折強度が
（式１）  （Ｉ（１１１）＋Ｉ（３１１））／Ｉ（２２０）≦２．０  
を満足することを特徴とする高強度および優れた曲げ加工性を両立させたＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条、
（２）圧延面においてＸ線回折を用いて測定した（２２０）面のＸ線回折強度をＩ（２２０）、および純銅粉末標準試料においてＸ線回折を用いて測定した（２２０）面のＸ線回折強度をＩ０（２２０）としたときのＩ（２２０）/Ｉ０（２２０）が
（式２）  １．０≦Ｉ（２２０）/Ｉ０（２２０）≦３．０  
を満足することを特徴とする上記（１）に記載のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条、
（３）圧延方向と直角な断面における結晶粒の幅方向の平均長さをａ、厚み方向の平均長さをｂとしたときに
（式３）
０．５≦ｂ／ａ≦０．９
２μｍ≦ａ≦２０μｍ
であることを特徴とする上記（１）または（２）に記載のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条、
（４）Ｍｇを０．０５〜０．３％含有することを特徴とする上記（１）〜（３）に記載のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条、
（５）Ｚｎ、Ｓｎ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｐ、Ｍｎ、Ａｇ、またはＢｅのうち１種類以上を総量で０．００５〜２．０％含有することを特徴とする上記（１）〜（４）に記載のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条、
である。
【発明の効果】
【００１０】
以上説明した通り、本発明は、高強度かつ曲げ加工性に優れ、さらに、曲げ異方性が小さく、リードフレーム、端子、コネクタなどの電子材料用銅合金として好適である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１１】
次に、本発明において銅合金の組成範囲、結晶方位および結晶粒形状を上記の通りに限定した理由を具体的に説明する。
Ｎｉ及びＳｉ濃度
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０．２５％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１．５％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濃度を１．０〜４．５％、Ｓｉ濃度を０．２５〜１．５％と定めた。
【００１２】
Ｍｇ濃度
Ｍｇには応力緩和特性を大幅に改善する効果および熱間加工性を改善する効果があるが、０．０５％未満ではその効果が得られず、０．３０％を超えると鋳造性（鋳肌品質の低下）、熱間加工性およびめっき耐熱剥離性が低下するためＭｇの濃度を０．０５〜０．３％と定めた。より好ましいＭｇ濃度は、０．１〜０．２％である。
【００１３】
Ｚｎ、Ｓｎ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｐ、Ｍｎ、Ａｇ、またはＢｅ
Ｚｎ、Ｓｎ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｐ、Ｍｎ、Ａｇ、またはＢｅには、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条の強度及び耐熱性を改善する作用がある。また、これらの中でＺｎには、半田接合の耐熱性を改善する効果もあり、Ｆｅには組織を微細化する効果もある。更にＴｉ、Ｚｒ、Ａｌ及びＭｎは熱間圧延性を改善する効果を有する。この理由は、これらの元素が硫黄との親和性が強いため硫黄と化合物を形成し、熱間圧延割れの原因であるインゴット粒界への硫化物の偏析を軽減するためである。Ｚｎ、Ｓｎ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｐ、Ｍｎ、Ａｇ、またはＢｅの濃度が総量で０．００５％未満であると上記の効果は得られず、総含有量が２．０％を越えると導電性が著しく低下する。そこで、これらの含有量を総量で０．００５〜２．０％と定めた。より好ましい含有量は、総量で０．０１〜１％である。
【００１４】
（式１）〜（式３）について
Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条は、熱間圧延、冷間圧延、溶体化処理、冷間圧延、時効処理、必要に応じて仕上げ圧延および歪取り焼鈍という工程で作られ、熱間圧延工程（加工度、温度、歪速度）、溶体化処理（溶体化温度、時間）および冷間圧延工程（加工度）などが、各方位の集積度に影響を及ぼす。なお、この集積度は、時効処理および歪取り焼鈍によって大きく変化することはない。また、結晶粒径は、主として溶体化処理の条件によって決定される。
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。
【００１５】
（１）（１１１）面および（３１１）面の集積度が、曲げ異方性と強い相関を持ち、（２２０）面の集積度が曲げ加工性と強い相関を持っていることが新たに分かった。具体的には、（２２０）面の回折強度と（１１１）面および（３１１）面の回折強度の割合を制御することで、曲げ異方性を制御できる。この３つの結晶面の回折強度の割合（以下、板面方位指数と略す。）を次の範囲に調節することで、曲げ異方性が小さくなり、Ｇｏｏｄ  ＷａｙおよびＢａｄ  Ｗａｙの曲げ加工性が同等になる。
（式１）  （I（１１１）+I（３１１））/I（２２０）≦２．０
この板面方位指数は、熱間圧延温度を高くし、溶体化処理温度、時間、冷間圧延加工度を制御することで得られた。
【００１６】
（２）（２２０）面の集積度（以下、集積度と略す。）が低くなると強度が低下し、Ｇｏｏｄ  ＷａｙおよびＢａｄ  Ｗａｙの曲げ加工性が同時に向上する。集積度を次の範囲に調節することで、所望の強度と曲げ加工性が得られる。
（式２）  １.０≦I（２２０）/I０（２２０）≦３．０
この集積度は、溶体化処理後以降の冷間圧延加工度を高くすると高くなる。また、溶体化温度が低くなると集積度が高くなり、溶体化時間を短くすると集積度が高くなる。
【００１７】
（３）  結晶粒径を図１の様に圧延平行方向と直角な断面における結晶粒の幅方向の平均長さをａ、厚み方向の平均長さをｂとしたときに、下式の範囲に調整することで所望の強度と曲げ加工性が得られる。
０．５≦ｂ／ａ≦０．９
２μｍ≦ａ≦２０μｍ
ｂ／ａが０．５を下回るとＧｏｏｄ  ＷａｙおよびＢａｄ  Ｗａｙの曲げ加工性は同時に向上するが強度が低くなり、０．９を超えると強度は高くなるがＧｏｏｄ  ＷａｙおよびＢａｄ  Ｗａｙの曲げ加工性が同時に悪化する。一方、ａが２０μｍを超えると強度が低下し、Ｇｏｏｄ  ＷａｙおよびＢａｄ  Ｗａｙの曲げ部の肌荒れが大きくなる。また、２μｍを下回るａの値を得るには、不充分な溶体化処理を行わざるを得ないため、時効処理の際の析出量が減り、強度が低下する。なお、所望とする結晶粒形態は溶体化処理温度と時間を制御することで得られた。
【実施例】
【００１８】
（１）実施例１
次に、本発明の実施例について比較例とともに説明する。
電気銅を原料とし、大気溶解炉を用いてＣｕ−２．３±０．１％Ｎｉ−０．５０±０．０１％Ｓｉ−０．１±０．０２％Ｍｇの銅合金を溶製し、厚さ２０ｍｍ×幅６０ｍｍのインゴットに鋳造した。このインゴットを次の工程で加工し、厚さ０．３ｍｍの試料を得た。
（ａ）熱間圧延：表１に示す条件で板厚３ｍｍまで熱間圧延を行った。種々の温度で３時間の均質化焼鈍を施した後、この温度で熱間圧延を開始した。そして、熱間圧延中に温度低下を防止するために、厚みが１５、１０および５ｍｍになった時点で、圧延途中の材料を熱間圧延開始温度にて３０分間加熱した（以下、再加熱）。ただし、比較例Ｎｏ．７では再加熱を実施しなかったため、熱間圧延終了温度が５５０℃まで低下した。
（ｂ）面削：グラインダー研磨により表面スケールを除去した。
（ｃ）冷間圧延：厚さ０．６２５ｍｍまで加工した。
（ｄ）溶体化処理：８００℃で３分間加熱し、水冷した。ここで、加熱時間は、材料温度が８００℃に達した後、水冷を開始するまでの時間である。
（ｅ）冷間圧延：厚さ０．５ｍｍまで加工した。
（ｆ）時効処理：０．２％耐力が最大となる温度で３時間の時効処理を行った。この温度は４００〜６００℃の範囲であった。
【００１９】
これらの試料について０．２％耐力、Ｗ曲げ加工性、結晶方位および結晶粒径を下記要領で調査した。その結果を表１に示す。なお、集積度および結晶粒の形態はいずれの試料もＩ（２２０）／Ｉ０（２２０）＝１．０〜３．０、ｂ／ａ＝０．５〜０．７、およびａ＝３μｍ〜５μｍの範囲であった。
＜０．２％耐力＞引張試験機により圧延方向と平行な方向における耐力を測定した。
＜Ｗ曲げ加工性＞Ｗ曲げ試験（ＪＩＳ  Ｈ  ３１３０）にて、幅１０ｍｍ×長さ３０ｍｍの短冊を用いて行った。試験片採取方向は、Ｇｏｏｄ  ＷａｙおよびＢａｄ  Ｗａｙ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。
＜板面方位指数＞（株）リガク製ＲＩＮＴ２５００を使用し、Ｘ線回折法により３つの（ｈｋｌ）面のＸ線回折強度Ｉ（ｈｋｌ）を測定し、（式１）の値を求めた。なお、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。
＜集積度＞（株）リガク製ＲＩＮＴ２５００を使用し、Ｘ線回折法により、（２２０）面のＸ線回折強度Ｉ（２２０）および純銅粉末標準試料の（２２０）面のＸ線回折強度Ｉ０（２２０）を測定し、集積度Ｉ（２２０）／Ｉ０（２２０）を求めた。なお、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。
＜結晶粒径＞切断法（ＪＩＳＨ０５０１）にて、圧延方向に直角な断面における結晶粒の幅方向の平均長さをａ、厚み方向の平均長さをｂとし、ａおよびｂ／ａを求めた。
【００２０】
【表１】
2006009108.tif 000002
【００２１】
熱間圧延中の材料温度が高い発明例Ｎｏ．１〜Ｎｏ．４は、板面方位指数が、（式１）の範囲内であり、曲げ加工性はＧｏｏｄ  ＷａｙおよびＢａｄ  Ｗａｙともに良好で、曲げの異方性が小さかった。０．２％耐力は、熱間圧延開始温度が低いほど高い傾向があった。一方、熱間圧延温度が低い比較例Ｎｏ．５およびＮｏ．６は、０．２％耐力は高いが、板面方位指数が（式１）の範囲外であり、Ｇｏｏｄ  Ｗａｙの曲げ加工性が悪く、曲げ異方性が大きかった。
比較例Ｎｏ．７は、熱間圧延開始温度は高いが、圧延中の再加熱を施していないので、材料温度が低くなり、板面方位指数が（式1）の範囲から大きく外れた。０．２％耐力が同等の比較例Ｎｏ．６に対し、Ｇｏｏｄ  Ｗａｙの曲げ加工性が悪化し、曲げの異方性がさらに大きくなった。
【００２２】
（２）実施例２
次に、最終圧延加工度および溶体化処理の条件を変えたときの本発明の実施例について比較例とともに説明する。
電気銅を原料とし、大気溶解炉を用いてＣｕ−１．７±０．１％Ｎｉ−０．３５±０．０１％Ｓｉ−０．５±０．０１％Ｓｎ−０．４±０．０１％Ｚｎの銅合金を溶製し、厚さ２０ｍｍ×幅６０ｍｍのインゴットに鋳造した。このインゴットを次の工程で加工した。
（ａ）熱間圧延：９５０℃で３時間の均質化焼鈍を行った後、厚さ１５ｍｍ、１０ｍｍ、５ｍｍで９５０℃で再加熱しながら、板厚３ｍｍまで熱間圧延を行った。
（ｂ）面削：グラインダー研磨により表面スケールを除去した。
（ｃ）冷間圧延：厚さ０．６２５ｍｍまで加工した。
（ｄ）溶体化処理：所定温度にて所定時間加熱して水冷した。ここで、加熱時間は、材料温度が８００℃に達した後、水冷を開始するまでの時間であり、時間０ｍｉｎとは所定温度に到達直後に水冷を開始したことを示す。
（ｅ）冷間圧延：種々の加工度で圧延を行った。ここで、加工度ｒは次式で定義する。
ｒ＝（ｔ０−ｔ）／ｔ０×１００  （ｔ０：圧延前の板厚、ｔ：圧延後の板厚）
（ｆ）時効処理：０．２％耐力が最大となる温度で３時間の時効処理を行った。この温度は４００〜６００℃の範囲であった。
これらの試料について０．２％耐力、Ｗ曲げ加工性、板面方位指数、集積度、結晶粒形態を前述の要領で調査した。その結果を表２に示す。
【００２３】
【表２】
2006009108.tif 000003
【００２４】
発明例Ｎｏ．８〜Ｎｏ．１１は、板面方位指数、集積度および結晶粒形態が（式１）、（式２）および（式３）の範囲内であり、曲げ加工性および異方性が優れていた。
比較例Ｎｏ．１２は、溶体化温度が高かったので、集積度が（式２）の範囲外であった。さらに、結晶粒径が粗大で、ａの値が（式３）の範囲外であった。同じ加工度の発明例Ｎｏ．９より０．２％耐力が低いにもかかわらず、Ｇｏｏｄ  Ｗａｙ、Ｂａｄ  Ｗａｙの曲げ加工性とも劣った。
比較例Ｎｏ．１３は、溶体化温度が低かったので溶体化が不充分であり、また、再結晶せずに圧延組織が残ったままで、結晶粒形態を測定できなかった。同じ加工度の発明例Ｎｏ．９より強度が低いにもかかわらず、Ｇｏｏｄ  Ｗａｙ、Ｂａｄ  Ｗａｙの曲げ加工性とも劣り、特にＢａｄ  Ｗａｙの曲げ加工性が悪かった。
【００２５】
比較例Ｎｏ．１４は溶体化時間が短かかったので結晶粒が小さく、aの値が（式３）の範囲外となった。同じ加工度の発明例Ｎｏ．９より強度が低いにもかかわらず、Ｇｏｏｄ  Ｗａｙ、Ｂａｄ  Ｗａｙの曲げ加工性とも劣った。
比較例Ｎｏ．１５は溶体化時間が長いので、結晶粒径が大きく、 aの値が（式３）の範囲外になり、また、集積度が（式２）の範囲外となった。同じ加工度の発明例Ｎｏ．９より強度が低くいにもかかわらず、Ｇｏｏｄ  Ｗａｙ、Ｂａｄ  Ｗａｙの曲げ加工性とも劣った。
【００２６】
比較例Ｎｏ．１６は、最終圧延を行わなかったので、強度が低くなり、板面方位指数、（２２０）面の集積度およびａ／ｂの値が範囲外であった。発明例Ｎｏ．８より強度が８３ＭＰａ低かったがＧｏｏｄ
Ｗａｙの曲げ加工性が悪かった。
比較例Ｎｏ．１７は、最終圧延加工度が高いので集積度が範囲外で、さらに、高加工度の最終圧延により結晶粒が著しく歪んでいたため結晶粒形態を測定できなかった。強度が近い発明例Ｎｏ．１１よりＧｏｏｄ  Ｗａｙ、Ｂａｄ  Ｗａｙの曲げ加工性とも劣った。
なお、比較例Ｎｏ．１６を除き、曲げの逆異方性は、板面方位指数が（式２）の範囲内であったため小さかった。
【図面の簡単な説明】
【００２７】
【図１】切断法（ＪＩＳＨ０５０１）によって結晶粒形態を求める原理を示す説明図である。
【図１】
2006009108.tif 000004