(57)【要約】【課題】７００ＭＰａ以上の引張強さを有するＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金において、引張強さおよび曲げ加工性についての異方性を顕著に改善した板材を提供する。【解決手段】質量％で、Ｎｉ：０.７〜２.５％、Ｓｉ：０.２〜０.７％を含有し、さらに必要に応じてＳｎ：１.０％以下、Ｍｇ：０.３％以下の範囲で含有し、残部実質的にＣｕの組成を有し、３.０≦Ｉ｛２２０｝／Ｉ0｛２２０｝≦６.０、および１.５≦Ｉ｛２００｝／Ｉ0｛２００｝≦２.５を満たす結晶配向を有する銅合金板材。ここで、Ｉ｛２２０｝およびＩ｛２００｝はそれぞれ当該板材の板面における｛２２０｝結晶面および｛２００｝結晶面からのＸ線回折強度であり、Ｉ0｛２２０｝およびＩ0｛２００｝はそれぞれ純銅標準粉末の｛２２０｝結晶面および｛２００｝結晶面からのＸ線回折強度である。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｎｉ：０.７〜２.５％、Ｓｉ：０.２〜０.７％、残部実質的にＣｕの組成を有し、下記（１）式および（２）式を満たす結晶配向を有する銅合金板材。
３.０≦Ｉ｛２２０｝／Ｉ0｛２２０｝≦６.０  ……（１）
１.５≦Ｉ｛２００｝／Ｉ0｛２００｝≦２.５  ……（２）
ここで、Ｉ｛２２０｝およびＩ｛２００｝はそれぞれ当該板材の板面における｛２２０｝結晶面および｛２００｝結晶面のＸ線回折強度であり、Ｉ0｛２２０｝およびＩ0｛２００｝はそれぞれ純銅標準粉末の｛２２０｝結晶面および｛２００｝結晶面のＸ線回折強度である。
【請求項２】
板面において圧延方向に対し平行方向をＬＤ、直角方向をＴＤと呼ぶとき、引張強さについてＬＤとＴＤの差の絶対値が３０ＭＰａ以下、９０°Ｗ曲げ試験での最小曲げ半径Ｒと板厚ｔの比Ｒ／ｔについてＬＤとＴＤの差の絶対値が０.５以下である請求項１に記載の銅合金板材。
【請求項３】
さらにＳｎ：１.０％以下を含む組成を有する請求項１または２に記載の銅合金板材。
【請求項４】
さらにＭｇ：０.３％以下を含む組成を有する請求項１〜３のいずれかに記載の銅合金板材。
【請求項５】
さらにＺｎ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｂ、Ｆｅ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｎの１種以上を合計３％以下の範囲で含む組成を有する請求項１〜４のいずれかに記載の銅合金板材。
【請求項６】
組成調整された銅合金材料に対し、６０％以上の冷間圧延、溶体化処理、４００〜５００℃の時効処理、１０〜６５％の仕上げ冷間圧延を順次施す工程を有する請求項１〜５のいずれかに記載の銅合金板材の製造法。
【請求項７】
仕上げ冷間圧延後に、２５０〜５００℃の加熱処理を施す工程を有する請求項６に記載の銅合金板材の製造法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、コネクター、リードフレーム、リレー、スイッチなどの電気・電子部品に適した銅合金材料であって、特に高強度および優れた曲げ加工性を維持しながら、それらの特性についての「異方性」を改善した銅合金板材に関する。
【背景技術】
【０００２】
電気・電子部品を構成するコネクター、リードフレーム、リレー、スイッチなどの通電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、電気・電子部品は一般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。しかし、「強度」と「導電性」、あるいは特に「強度」と「曲げ加工性」の間にはトレードオフの関係がある。従来、このような通電部品には、用途に応じて「導電性」、「強度」あるいは「曲げ加工性」の良好な材料が適宜選択されて使用されている。
【０００３】
近年、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および銅合金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いものとなっている。また、電気・電子部品の小型化（省スペース化、部品形状の複雑化）に対応するには部品の設計自由度を拡大することが重要であり、そのためには材料の「曲げ加工性」の向上が不可欠である。
【０００４】
銅合金の一般的な強化機構として、固溶強化、析出強化、加工硬化が挙げられる。このうち固溶強化は導電性の低下を招きやすい。銅合金の導電性を高レベルに維持しながら高強度化を達成するには析出強化を利用することが有利である。一方、加工硬化は伝統的な強化手法であり、圧延によって顕著な強化効果が得られ導電性の低下も小さいことから、生産性が高くコスト面でも有利な方法であると言える。したがって、析出強化型銅合金でも顕著な高強度化を狙う場合は、仕上げ冷間圧延（調質処理）による加工硬化を併用することが有効かつ一般的な方法である。
【０００５】
しかしながら、冷間圧延を行うと、圧延方向に対して平行方向（ＬＤ）と直角方向（ＴＤ）とで機械的性質に差（異方性）が生じることが通常、避けられない。例えば、引張強さは一般にＴＤの方がＬＤより高くなり、曲げ加工性はＴＤにおいて（すなわち曲げ軸がＬＤとなる場合に）低下しやすい。部品の設計自由度拡大を図るにはこの異方性の低減が重要である。板材の異方性が大きくなると、強度レベルと導電性レベルが高くても電気・電子部品に使用できなくなる場合がある。
【０００６】
強度と導電性のバランスに優れた銅合金としてＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金（いわゆるコルソン合金）が近年注目されている。この系の銅合金は、溶体化処理、冷間圧延、時効処理、仕上げ冷間圧延、低温焼鈍を基本とする工程により、強度を顕著に向上させることができる。しかし、これに伴って異方性が生じ、しばしば問題となる。
【０００７】
そこで、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金において、組織状態を制御する手法が種々提案されている（特許文献１〜４）。なかでも特許文献２、４には、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金の圧延集合組織をＸ線回折強度比によって規定することが記載されている。
【０００８】
【特許文献１】特開２００２−３８２２８号公報
【特許文献２】特開２００６−９１０８号公報
【特許文献３】特開平５−２７９８２５号公報
【特許文献４】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】
【０００９】
圧延材の異方性は、主に圧延集合組織（冷間圧延することにより成長する集合組織）に起因するものである。ｆｃｃ構造の銅合金の場合、圧延集合組織は、添加元素の種類および添加量並びに圧延率によって多少相違するが、基本的に｛１１０｝＜１１２＞を主方位成分とするものである。すなわち冷間圧延すると、圧延板は｛１１０｝結晶面が圧延面に平行になり、＜１１２＞結晶方向が圧延方向に平行になるような結晶配向をとろうとする。
【００１０】
特許文献２では、この圧延集合組織を抑制することを異方性低減の手段の１つとしている。しかし、昨今の厳しい部品設計に対応するには、曲げ加工性レベルの更なる向上が望まれる。特許文献４では、｛２００｝面、｛３１１｝面および｛２２０｝面のＸ線回折強度が特定範囲になる結晶配向を異方性低減の手段としている。しかし、この場合も昨今のニーズを考慮すると、より安定的に優れた曲げ加工性が得られ、かつ、更に高い強度レベルが得られることが望まれる。また特許文献２、４いずれの場合も、引張強さの異方性を低減させることに関し、十分な配慮がなされていない。
【００１１】
このように、諸特性のバランスに比較的優れるＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金において、更なる高強度化を図りながら異方性を顕著に改善する技術は未だ確立されていない。
本発明は、この合金系において、特に引張強さと曲げ加工性を高レベルに維持しながら、それらの特性についての異方性を顕著に改善した銅合金板材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】
前述のように、銅合金板材を圧延した際に発達する圧延集合組織は基本的に｛１１０｝＜１１２＞を主方位成分とするものである。このような集合組織が発達するに伴い、ＴＤの引張強さがＬＤよりも大きくなるとともにＴＤの曲げ加工性が低下する。一方、｛１００｝＜００１＞を主方位成分とする純銅型再結晶集合組織を持つ銅合金板材では、上記と反対の異方性を呈する。つまり、このとき引張強さはＬＤの方が高くなり、曲げ加工性はＬＤの方が低下する。発明者らは詳細な検討の結果、これら２種類の集合組織の中間的な結晶配向を持つ組織状態にコントロールしたとき、互いの集合組織で優勢な異方性が相殺され、引張強さ、曲げ加工性ともＬＤとＴＤの差を顕著に低減させることが可能になることを見出した。
【００１３】
｛１００｝＜００１＞を主方位成分とする再結晶集合組織は、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金の場合、特定範囲に組成調整した上で、６０％以上、望ましくは８５以上という大きな圧延率で冷間圧延を行った材料に対して溶体化処理を施すことにより実現できることがわかった。この「再結晶集合組織」をもつ材料に仕上げ冷間圧延を施すと、次第に｛１１０｝＜１１２＞を主方位成分とする「圧延集合組織」が発達していき、上記２種類の集合組織の中間的な結晶配向となったときにＬＤとＴＤの特性差が非常に小さい状態が実現できる。また、この仕上げ冷間圧延により強度レベルも向上する。このため、引張強さ７００ＭＰａ以上の高強度化と異方性低減が一挙に達成される。本発明はこのような知見に基づいて完成したものである。
【００１４】
すなわち本発明では、質量％で、Ｎｉ：０.７〜２.５％、Ｓｉ：０.２〜０.７％を含有し、さらに必要に応じてＳｎ：１.０％以下、Ｍｇ：０.３％以下の範囲で含有し、残部実質的にＣｕの組成を有し、下記（１）式および（２）式を満たす結晶配向を有する銅合金板材が提供される。上記組成において、さらにＺｎ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｂ、Ｆｅ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｎの１種以上を合計３％以下の範囲で含有することができる。
３.０≦Ｉ｛２２０｝／Ｉ0｛２２０｝≦６.０  ……（１）
１.５≦Ｉ｛２００｝／Ｉ0｛２００｝≦２.５  ……（２）
ここで、Ｉ｛２２０｝およびＩ｛２００｝はそれぞれ当該板材の板面における｛２２０｝結晶面および｛２００｝結晶面のＸ線回折強度であり、Ｉ0｛２２０｝およびＩ0｛２００｝はそれぞれ純銅標準粉末の｛２２０｝結晶面および｛２００｝結晶面のＸ線回折強度である。「板面」は板の厚さ方向に垂直な表面（圧延面）である。
【００１５】
「残部実質的にＣｕ」とは、本発明の効果を阻害しない範囲で上記以外の元素の混入が許容されることを意味し、「残部がＣｕおよび不可避的不純物」である場合が含まれる。
【００１６】
この銅合金板材は、板面において圧延方向に対し平行方向をＬＤ、直角方向をＴＤと呼ぶとき、引張強さについてＬＤとＴＤの差の絶対値が３０ＭＰａ以下、９０°Ｗ曲げ試験での最小曲げ半径Ｒ（ｍｍ）と板厚ｔ（ｍｍ）の比Ｒ／ｔについてＬＤとＴＤの差の絶対値が０.５以下である特性を有する。
【００１７】
９０°Ｗ曲げ試験はＪＩＳ Ｈ３１１０に準拠した試験法が採用される。ＬＤのＲ／ｔ値は試験片長手方向がＬＤ、曲げ軸がＴＤとなる場合の値を意味し、ＴＤのＲ／ｔ値は試験片長手方向がＴＤ、曲げ軸がＬＤとなる場合の値を意味する。
【００１８】
上記銅合金板材の製造法として、上記のように組成調整された銅合金の熱間圧延材または焼鈍材に対し、６０％以上望ましくは８５以上の冷間圧延、溶体化処理、４００〜５００℃の時効処理、１０〜６５％望ましくは２５〜６０％の仕上げ冷間圧延を前記の順で施す工程を有する製造法が提供される。その仕上げ冷間圧延後に、２５０〜５００℃の加熱処理を施すことができる。
【発明の効果】
【００１９】
本発明によれば、コネクター、リードフレーム、リレー、スイッチなどの電気・電子部品に必要な基本特性を具備するＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金の板材において、引張強さ７００ＭＰａ以上あるいはさらに７２０ＭＰａ以上の高強度と、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以下の優れた曲げ加工性を呈し、かつこれらの特性についての異方性が顕著に低減された。このような高強度レベルにおいて引張強さと曲げ加工性の異方性の安定して顕著に低減することは、従来のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金製造技術では困難であった。本発明は、今後ますます進展が予想される電気・電子部品の小型化、薄肉化のニーズに対応し得るものである。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２０】
〔合金組成〕
本発明ではＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金を採用する。Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉの３元系基本成分にＳｎ、Ｚｎその他の合金元素を添加した銅合金も、本明細書では包括的にＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金と称している。
【００２１】
ＮｉおよびＳｉは、析出物を形成し、強度上昇および導電性・熱伝導度向上に寄与する。Ｎｉ含有量が０.７質量％未満またはＳｉ含有量が０.２質量％未満では、上記効果を有効に引き出すことが難しい。一方、Ｎｉ含有量が２.５質量％を超える場合やＳｉ含有量が０.８質量％を超える場合は粗大な析出物が生成しやすいので、板材の曲げ加工性がＬＤとＴＤともに低下しやすい。また、溶体化処理において後述する｛１００｝＜００１＞を主方位成分とする再結晶集合組織を発達させることが難しくなり、最終的に異方性が十分低された板材を得ることが困難になる。このためＮｉ含有量は０.７〜２.５質量％、Ｓｉ含有量は０.２〜０.８質量％とする。より好ましいＮｉ含有量範囲は１.２〜２.２質量％、より好ましいＳｉ含有量範囲は０.３〜０.６質量％である。
【００２２】
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。ただし、合金中のＮｉおよびＳｉは時効処理によってすべ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、若干の強度上昇をもたらすものの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。このため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ことが望ましい。したがって本発明では質量％で表したＮｉ／Ｓｉ比を３.５〜６.０の範囲に調整することが望ましく、３.５〜５.０とすることが一層好ましい。
【００２３】
Ｓｎは、固溶強化作用を有し、析出強化および加工硬化を組み合わせると効果的である。その作用を十分に発揮させるには、０.１質量％以上のＳｎ含有量を確保することが望ましい。ただし、Ｓｎ含有量が１.０質量％を超えると導電率が著しく低下してしまう。このため、Ｓｎを添加する場合は１.０質量％以下の範囲で行う。
【００２４】
Ｍｇは、Ｎｉ−Ｓｉ系析出物の粗大化を防止する作用を有する。また、耐応力緩和性を向上させる作用も有する。これらの作用を十分に発揮させるには０.０１質量％以上のＭｇ含有量を確保することが望ましい。ただし、Ｍｇ含有量が０.３質量％を超えると鋳造性、熱間加工性が著しく低下し、問題となりやすい。このため、Ｍｇを添加する場合は０.３質量％以下の範囲で行う。
【００２５】
その他の元素として、必要に応じてＺｎ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｂ、Ｆｅ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｎ等を含有させることができる。例えば、Ｚｎ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｂ、Ｆｅ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｎは合金強度をさらに高め、かつ応力緩和を小さくする作用を有する。Ｃｏ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｎは不可避的不純物として存在するＳ、Ｐｂなどと高融点化合物を形成しやすく、また、Ｂ、Ｚｒ、Ｔｉは鋳造組織の微細化効果を有し、熱間加工性の改善に寄与しうる。
【００２６】
Ｚｎ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｂ、Ｆｅ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｎの１種または２種以上を含有させる場合は、各元素の作用を十分に得るためにこれらの総量が０.０１質量％以上となるように含有させることが望ましい。ただし、総量が３質量％を超えると熱間または冷間加工性が低下する場合がある。また、経済的にも不利になる。したがって、その総量は３質量％以下の範囲とすることが望ましく、２質量％以下の範囲がより好ましく、１質量％以下の範囲がより一層好ましく、０.５質量％以下の範囲がさらに一層好ましい。
【００２７】
〔結晶方位〕
本発明のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金は、ＬＤの方がＴＤより引張強さが高く曲げ加工性が低い｛１００｝＜００１＞を主方位成分とする再結晶集合組織から、ＴＤの方がＬＤより引張強さが高く曲げ加工性が低い｛１１０｝＜１１２＞を主方位成分とする圧延晶集合組織を発達させていくことにより、両者の中間的な組織状態を実現し、それによってＬＤとＴＤの「引張強さの差」および「曲げ加工性の差」を小さくする。発明者らは種々検討の結果、その中間的な組織状態は、仕上げ冷間圧延を伴う銅合金板材の製造工程を採用する場合、下記（１）式および（２）式によって表すことができることを見出した。
【００２８】
３.０≦Ｉ｛２２０｝／Ｉ0｛２２０｝≦６.０  ……（１）
１.５≦Ｉ｛２００｝／Ｉ0｛２００｝≦２.５  ……（２）
ここで、
Ｉ｛２２０｝：当該銅合金板材の板面における｛２２０｝結晶面のＸ線回折強度、
Ｉ｛２００｝：当該銅合金板材の板面における｛２００｝結晶面のＸ線回折強度、
Ｉ0｛２２０｝：純銅標準粉末の｛２２０｝結晶面のＸ線回折強度、
Ｉ0｛２００｝：純銅標準粉末の｛２００｝結晶面のＸ線回折強度、
である。ただし、Ｘ線回折試験の条件は、当該銅合金板材と純銅標準粉末とで同一とする。
【００２９】
Ｉ｛２２０｝／Ｉ0｛２２０｝が小さすぎる場合は加工硬化不足によりＬＤ、ＴＤともに十分な強度が得られにくい。Ｉ｛２２０｝／Ｉ0｛２２０｝が大きすぎる場合やＩ｛２００｝／Ｉ0｛２００｝が小さすぎる場合は｛１１０｝＜１１２＞を主方位成分とする圧延晶集合組織の持つ性質が相対的に優勢であり、従来材のようにＴＤの強度が高く曲げ加工性が悪いという異方性が生じる。Ｉ｛２００｝／Ｉ0｛２００｝が大きすぎると｛１００｝＜００１＞を主方位成分とする再結晶集合組織の持つ性質が相対的に優勢であり、ＬＤの強度が高く曲げ加工性が悪いという異方性が生じる。
【００３０】
上記（１）式に替えて下記（１）’式を満たすことがより好ましく、下記（１）’’式を満たすことが一層好ましい。
３.０＜Ｉ｛２２０｝／Ｉ0｛２２０｝≦６.０  ……（１）’
３.５≦Ｉ｛２２０｝／Ｉ0｛２２０｝≦５.５  ……（１）’’
また、上記（２）式に替えて下記(２）’式を満たすことがより好ましい。
１.６≦Ｉ｛２００｝／Ｉ0｛２００｝≦２.３  ……（２）’
【００３１】
〔特性〕
電気・電子部品の更なる小型化、薄肉化に対応するには、素材である銅合金板材の引張強さはＬＤ、ＴＤいずれにおいても７００ＭＰａ以上であることが好ましく、７２０ＭＰａ以上であることが一層好ましい。曲げ加工性はＬＤ、ＴＤいずれにおいても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以下であることが好ましく、０.８以下であることが一層好ましい。
【００３２】
さらに、異方性に関しては、部品に加工する際の設計自由度の拡大等を考慮すると、引張強さのＬＤとＴＤの差の絶対値が３０ＭＰａ以下であることが好ましく、２０ＭＰａ以下であることがより好ましく、１５ＭＰａ以下であることが一層好ましい。また、９０°Ｗ曲げ試験での最小曲げ半径Ｒと板厚ｔの比Ｒ／ｔのＬＤとＴＤの差の絶対値が０.５以下であることが好ましく、０.３以下であることが一層好ましい。
【００３３】
〔製造工程〕
以上のような本発明の銅合金板材は、例えば以下のような製造工程により作ることができる。
「溶解・鋳造→熱間圧延→冷間圧延→溶体化処理→時効処理→仕上げ冷間圧延→加熱処理」
ただし、製造条件のコントロールが必要である。上記工程中には記載していないが、熱間圧延後には必要に応じて面削が行われ、熱処理後には必要に応じて酸洗、研磨、あるいはさらに脱脂が行われる。以下、各工程について説明する。
【００３４】
〔溶解・鋳造〕
一般的な銅合金の溶製方法に従うことができる。連続鋳造、半連続鋳造等により鋳片を製造すればよい。
【００３５】
〔熱間圧延〕
鋳片を熱間加工することで鋳造過程で生じる晶出相を消失させると同時に、再結晶によって鋳造組織を破壊し再結晶粒組織の均一化を図る。この熱間圧延は析出物の固溶温度域で行うことが望ましい。熱間圧延終了後は直ちに水冷等により急冷することが望ましい。６５０℃未満の温度域ではＮｉとＳｉの粗大な化合物の生成により熱間割れが生じやすくなるので９５０〜６５０℃の範囲で熱間圧延を行い、最終パス終了後に水冷することが好ましい。熱間圧延率は概ね６５〜９０％とすればよい。熱間加工後は必要に応じて面削や酸洗を行うことができる。
【００３６】
〔冷間圧延〕
溶体化処理前に行う冷間圧延では圧延率を６０％以上確保する。このような高い圧延率で加工された材料に対し、次工程で溶体化処理を施すことにより、｛１００｝＜００１＞を主方位成分とする再結晶集合組織を得ることができる。この冷間圧延率が低すぎると上記再結晶集合組織の形成が不十分となり、本発明の目的を達成することが難しくなる。すなわち、再結晶集合組織は再結晶前の冷間圧延率に依存する。具体的には、｛１００｝＜００１＞の方位関係を持つ溶体化処理後の結晶配向は、冷間圧延率が６０％未満の場合には十分生成しない。冷間圧延率が６０％以上になると冷間圧延率の増加に伴って溶体化処理後の上記結晶配向は増大し、冷間圧延率が約８０％を超えると急激な増加に転じる。上記方位関係が十分に優勢な結晶配向を得るには冷間圧延率を６０％以上とする必要があり、８５％以上とすることがより効果的である。９０％以上とすることが一層好ましい。なお、冷間圧延率の上限はミルパワー等により必然的に制約を受けるので、特に規定する必要はないが、概ね９８％以下で良好な結果を得やすい。
熱間圧延後、溶体化処理前に、中間焼鈍を挟んで複数回の冷間圧延を実施する場合は、溶体化処理の直前に行われる冷間圧延での冷間圧延率を上記のように調整する。
【００３７】
〔溶体化処理〕
ここでの溶体化処理は、「溶質元素のマトリックス中への再固溶」および「再結晶化」という２つの目的を兼ねる熱処理である。上記のように高い圧延率で加工された材料を対象としていることから、溶体化処理後には｛１００｝＜００１＞を優先方位とする再結晶集合組織が得られる。この溶体化処理は、再結晶粒径が１５〜６０μｍとなるように温度・時間を調整して行うことが望ましく、２０超え〜４０μｍ、あるいはさらに２５超え〜４０μｍとなるように調整することが一層好ましい。再結晶粒径が微細になりすぎると再結晶集合組織が弱くなりことにより、仕上げ圧延時時に圧延集合組織が優勢となりやすく、異方性の改善が難しくなる。具体的には、７００〜８００℃×１０ｓｅｃ〜１０ｍｉｎの加熱条件が採用できる。温度が低すぎると再結晶は不完全で溶質元素の固溶も不十分となり、温度が高すぎると結晶粒が粗大化してしまう。このような場合、最終的に異方性の少ない高強度材を得ることは困難である。
【００３８】
〔時効処理〕
溶体化処理に引き続き、時効処理を施す。Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金の一般的な製造法では、溶体化処理後に中間での冷間圧延を施し、その後、時効処理を施す工程がしばしば採用される。この場合、その中間での冷間圧延によって圧延集合組織が発達していくので、時効処理後の引張強さはＬＤとＴＤで同等になるか、あるいはＴＤの方が大きくなる。ところが、時効処理前に行う冷間圧延は、時効処理後に行う冷間圧延より強度の向上効果が小さい。このため、例えば引張強さが７００ＭＰａ以上といった高強度材を得るには、時効処理前に冷間圧延を行ったとしても、更に時効処理後に仕上げ冷間圧延を施す必要が生じる。そうすると、結局その仕上げ冷間圧延によって異方性が生じてしまう。したがって、本発明の銅合金板材を得るためには、溶体化処理後に中間の冷間圧延を行わず、直接時効処理に供する。この時効処理前の冷間圧延を省略することは生産性の向上の点でも有利である。
【００３９】
時効処理では、当該合金の導電性と強度の向上に有効な条件の中で、あまり温度を上げすぎないようにする。時効処理温度が高温になると溶体化処理によって発達させた｛１００｝＜００１＞を優先方位とする結晶配向が弱められ、結果的に十分な異方性改善効果が得られない場合がある。具体的には４００〜５００℃で行うことが望ましく、４２０〜４８０℃とすることがより好ましい。時効処理時間は概ね１〜１０ｈ程度で良好な結果が得られる。
【００４０】
〔仕上げ冷間圧延〕
以上の工程により、板材の集合組織は｛１００｝＜００１＞を主方位成分とするものになっており、引張強さはＬＤの方が大きい状態になっている。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、｛１１０｝＜１１２＞方位の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すぎると強度上昇効果が十分に得られず、逆に圧延率が高すぎると｛１１０｝＜１１２＞方位の圧延集合組織が優勢となって、異方性の相殺された中間的な結晶配向が実現できない。種々検討の結果、仕上げ圧延率は１０〜６５％の範囲とする必要があるが、２５〜６０％の範囲がより好ましい。通常、３０〜５０％程度で良好な結果が得られやすい。
最終的な板厚としては概ね０.１〜１.０ｍｍが適用され、０.１〜０.５ｍｍとすることが一層好ましい。
【００４１】
〔加熱処理（低温焼鈍）〕
仕上げ冷間圧延後には、板条材の残留応力の低減、ばね限界値と耐応力緩和特性向上を目的として、低温焼鈍を施すことができる。加熱温度は２５０〜５００℃とすることが望ましい。これにより板材内部の残留応力が低減され、強度低下をほとんど伴わずに曲げ加工性と破断伸びを上昇させることができる。また、導電率を上昇させることもできる。この加熱温度が高す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やすくなる。逆に加熱温度が低すぎると上記特性の改善効果が十分に得られない。加熱時間は５ｓｅｃ以上確保することが望ましく、通常１ｈ以内の範囲で良好な結果が得られる。
【実施例】
【００４２】
表１に示す銅合金を溶製し、縦型連続鋳造機を用いて鋳造した。得られた鋳片を９５０℃に加熱し、９５０〜６５０℃の温度範囲で熱間圧延を行うことにより厚さ１０ｍｍの板にし、その後急冷（水冷）した。熱間圧延後、表層の酸化層を機械研磨により除去（面削）した。次いで、種々の圧延率で冷間圧延を行った後、溶体化処理を施した。溶体化処理では圧延板表面を研磨・エッチングした面における平均結晶粒径（ＪＩＳ Ｈ０５０１の線分法）が２５μｍ超え〜４０μｍとなるように保持温度を合金組成に応じて７００〜８００℃の範囲内で調整した。保持時間は１０ｓｅｃ〜１０ｍｉｎの範囲とした。続いて、上記溶体化処理後の板材に対して時効処理を施した。時効処理温度は４５０℃とし、時効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。このような合金組成に応じて最適な溶体化処理条件や時効処理時間は予備実験により把握してある。次いで、種々の圧延率で仕上げ冷間圧延を行い、その後、４００℃×５ｍｉｎの加熱処理（低温焼鈍）を行うことによって供試材を得た。なお、必要に応じて途中で面削を行い、供試材の板厚は０.２ｍｍに揃えた。
【００４３】
【表１】
2008013836.tif 000002
【００４４】
各供試材から試料を採取し、Ｘ線回折強度、導電率、引張強さ、破断伸び、曲げ加工性を以下の方法で調べた。
【００４５】
〔Ｘ線回折強度〕
Ｘ線回折装置（ＸＲＤ）を用いて、Ｍｏ−Ｋα線、管電圧２０ｋＶ、管電流２ｍＡの条件で、供試材の板面（圧延面）および無方向性試料（純銅標準粉末）について｛２２０｝面および｛２００｝面の反射回折面強度を測定し、前記（１）式中および（２）式中に示されるＸ線回折強度比を求めた。
【００４６】
〔導電率〕
ＪＩＳ Ｈ０５０５に従って各供試材の導電率を測定した。
〔引張強さ、破断伸び〕
各供試材からＬＤおよびＴＤの引張試験片（ＪＩＳ ５号）を採取し、各方向ｎ＝３でＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠した引張試験行い、ｎ＝３の平均値によってＬＤの引張強さσLD、ＴＤの引張強さσTD、ＬＤの破断伸びεLD、ＴＤの破断伸びεTDを求めた。また、ＬＤとＴＤの引張強さの差の絶対値｜σLD−σTD｜を算出した。
【００４７】
〔曲げ加工性〕
各供試材から長手方向がＬＤおよびＴＤの曲げ試験片（幅１０ｍｍ）を採取し、ＪＩＳ Ｈ３１１０に準拠した９０°Ｗ曲げ試験を行った。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て１００倍の倍率で観察することにより、割れが発生しない最小曲げ半径Ｒを求め、これを供試材の板厚ｔで除することによりＬＤ、ＴＤそれぞれのＲ／ｔ値（それぞれＲ／ｔLD、Ｒ／ｔTDと表記）を求めた。また、ＬＤとＴＤのＲ／ｔ値の差の絶対値｜Ｒ／ｔLD−Ｒ／ｔTD｜を算出した。
これらの結果を表２に示す。
【００４８】
【表２】
2008013836.tif 000003
【００４９】
表２から判るように、本発明例のものはいずれもＸ線回折強度比が（１）式および（２）式を満たす結晶配向を有し、引張強さがＬＤ、ＴＤとも７００ＭＰａ以上という高強度を呈するとともに、Ｒ／ｔ値がＬＤ、ＴＤとも１.０以下という優れた曲げ加工性を有する。さらに、｜σLD−σTD｜が１５ＭＰａ以下、かつ｜Ｒ／ｔLD−Ｒ／ｔTD｜が０.５以下であり、引張強さと曲げ加工性についての異方性が極めて小さい。
【００５０】
これに対し、比較例Ｎｏ.２１は冷間圧延率と仕上げ圧延率ともに低すぎたことにより強度レベルが低かった。Ｎｏ.２２、２３は溶体化処理前の冷間圧延率が低すぎたことにより溶体化処理で｛１００｝＜００１＞を主方位成分とする再結晶集合組織が十分に発達せず、最終的に（２）式を満たす結晶配向が得られなかった。その結果、特に曲げ加工性についての異方性が大きかった。
【００５１】
Ｎｏ.２４はＮｉとＳｉ含有量が低すぎ析出物の量が少なかったことにより、強度レベルが低かった。Ｎｏ.２５はＮｉとＳｉ含有量が高すぎたことにより、溶体化処理後の冷間圧延率が適正であっても（１）式と（２）式を満たす結晶配向が得られず、引張強さは高いものの異方性が大きく、またＴＤの曲げ加工性が非常に悪かった。Ｎｏ.２６はＮｉおよびＳｉ含有量がさらに高すぎたものである。溶体化処理前の冷間圧延率と仕上げ冷間圧延率を適正とすることにより（１）式と（２）式を満たす結晶配向は得られたものの、曲げ加工性がＬＤ、ＴＤとも非常に悪かった。
【００５２】
Ｎｏ.２７は仕上げ圧延率が低すぎたことにより（１）式と（２）式を満たす結晶配向が得られず、引張強さが非常に低く、その異方性にも劣った。Ｎｏ.２８は仕上げ圧延率が高すぎたことにより（１）式と（２）式を満たす結晶配向が得られず、ＴＤの曲げ加工性が非常に悪いとともに、引張強さおよび曲げ加工性の異方性にも劣った。