(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
０．１〜１．０質量％のＮｉ、０．５〜３．０質量％のＣｏ、０．１〜１．５質量％のＳｉを含有し、質量割合で（Ｎｉ＋Ｃｏ）／Ｓｉが３〜５であり、残部が銅および不可避的不純物からなり、
圧延面における（２２０）面のＸ線回折強度ピークの半価幅βが、微粉末銅（３２５ｍｅｓｈ，水素気流中で３００℃で１時間加熱してから使用）の（２２０）面のＸ線回折強度ピークの半価幅β０に対し、０．５≦β／β０＜１．５を満たし、
かつ、βのうち、前記Ｘ線回折強度ピークの回折角よりも高い回折角の側の幅をβＲとし、前記Ｘ線回折強度ピークの回折角よりも低い回折角の側の幅をβＬとしたとき、βＲ／βＬ≦１．５を満たし、
ＪＩＳ−Ｚ２２４１に従い、圧延平行方向の０．２％耐力が６８０ＭＰａ以上、導電率が５０％ＩＡＣＳ以上であるＣｕ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金。
【請求項２】
ＪＩＳ−Ｈ３１３０に従い、繰り返し式たわみ試験による圧延平行方向のばね限界値が３５０〜６００ＭＰａである請求項１記載のＣｕ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金。
【請求項３】
さらに、Ｆｅ、Ｍｇ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｂ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ａｌ，Ｍｎ及びＡｇの群から選ばれる一種以上を合計で１．０質量％以下含有する請求項１又は２記載のＣｕ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれか一項記載のＣｕ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金の製造方法であって、
０．１〜１．０質量％のＮｉ、０．５〜３．０質量％のＣｏ、０．１〜１．５質量％のＳｉを含有し、質量割合で（Ｎｉ＋Ｃｏ）／Ｓｉが３〜５であり、残部が銅および不可避的不純物からなり、さらに必要に応じてＦｅ、Ｍｇ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｂ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ａｌ，Ｍｎ及びＡｇの群から選ばれる一種以上を合計で１．０質量％以下含有するＣｕ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金のインゴットを熱間圧延後に、冷間圧延、溶体化処理、時効処理をこの順で行った後、
加工度１５〜４０％で、かつ３０〜１２０Ｎ／ｍｍ２の後方張力を加えながらシングルスタンド圧延で最終冷間圧延を行うＣｕ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金の製造方法。
【請求項５】
請求項１〜３のいずれか一項記載のＣｕ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金を加工して得られた伸銅品。
【請求項６】
請求項１〜３のいずれか一項記載のＣｕ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金を備えた電子部品。
【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−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金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の他、曲げ加工性も要求されている。その中でも、析出硬化型合金であるＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金は、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】
例えば、強度や導電率を向上させた合金として、圧延面における（２２０）面のＸ線回折強度ピークの半価幅βが、純銅粉末の（２２０）面のＸ線回折強度ピークの半価幅β０に対し、１．５≦β／β０≦３を満たすＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金が提案されている（特許文献１）。
又、結晶粒内に存在する第２相粒子やせん断帯の数を規制したＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金が提案されている（特許文献２）。
又、（２００）方位を発達させて曲げ加工性を向上させたＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金が提案されている（特許文献３）。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開2012-224898号公報
【特許文献２】特開2012-167319号公報
【特許文献３】特開2009-007666号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
しかしながら、上記した特許文献１記載の技術の場合、導電率と強度を共に向上させることが困難であるという問題がある。これは、材料を圧延した際の転位密度が高くなるにつれてβ／β０が高くなって強度が向上するが、導電率に悪影響を与えたためと考えられる。
一方、各種端子、コネクタは繰り返し挿抜される場合があり、繰り返し荷重を受けてもバネ性を保って塑性変形しないことが要求される。この指標としては、ばね限界値があるが、特許文献２，３記載の技術は、ばね限界値については検討されていない。
なお、ばね限界値は、繰り返し荷重を受けたときの応力の限界値であり、一回の荷重下での強度である引張強さや耐力とは異なる指標である。
【０００６】
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、強度、導電率、曲げ加工性を両立しつつ、ばね限界値を向上させたＣｕ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金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】
【０００７】
本発明者は上記課題を解決すべく鋭意検討したところ、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金では、時効後に冷間圧延を所定の条件で行うと共に、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｉの組成を所定範囲に規定することで、強度、導電率、曲げ加工性、ばね限界値が共に向上することを見出した。
すなわち、本発明のＣｕ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金は、０．１〜１．０質量％のＮｉ、０．５〜３．０質量％のＣｏ、０．１〜１．５質量％のＳｉを含有し、質量割合で（Ｎｉ＋Ｃｏ）／Ｓｉが３〜５であり、残部が銅および不可避的不純物からなり、圧延面における（２２０）面のＸ線回折強度ピークの半価幅βが、微粉末銅（３２５ｍｅｓｈ，水素気流中で３００℃で１時間加熱してから使用）の（２２０）面のＸ線回折強度ピークの半価幅β０に対し、０．５≦β／β０＜１．５を満たし、かつ、βのうち、前記Ｘ線回折強度ピークの回折角よりも高い回折角の側の幅をβＲとし、前記Ｘ線回折強度ピークの回折角よりも低い回折角の側の幅をβＬとしたとき、βＲ／βＬ≦１．５を満たし、ＪＩＳ−Ｚ２２４１に従い、圧延平行方向の０．２％耐力が６８０ＭＰａ以上、導電率が５０％ＩＡＣＳ以上である。
【０００８】
本発明のＣｕ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金において、ＪＩＳ−Ｈ３１３０に従い、繰り返し式たわみ試験による圧延平行方向のばね限界値が３５０〜６００ＭＰａであることが好ましい。
さらに、Ｆｅ、Ｍｇ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｂ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ａｌ，Ｍｎ及びＡｇの群から選ばれる一種以上を合計で１．０質量％以下含有することが好ましい。
【０００９】
本発明のＣｕ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金の製造方法は、請求項１〜３のいずれか一項記載のＣｕ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金の製造方法であって、０．１〜１．０質量％のＮｉ、０．５〜３．０質量％のＣｏ、０．１〜１．５質量％のＳｉを含有し、質量割合で（Ｎｉ＋Ｃｏ）／Ｓｉが３〜５であり、残部が銅および不可避的不純物からなり、さらに必要に応じてＦｅ、Ｍｇ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｂ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ａｌ，Ｍｎ及びＡｇの群から選ばれる一種以上を合計で１．０質量％以下含有するＣｕ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金のインゴットを熱間圧延後に、冷間圧延、溶体化処理、時効処理をこの順で行った後、加工度１５〜４０％で、かつ３０〜１２０Ｎ／ｍｍ２の後方張力を加えながらシングルスタンド圧延で最終冷間圧延を行う。
【００１０】
本発明の伸銅品は、前記Ｃｕ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金を加工して得られる。
本発明の電子部品は、前記Ｃｕ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金を備えてなる。
【発明の効果】
【００１１】
本発明によれば、強度、導電率、曲げ加工性を両立しつつ、ばね限界値を向上させたＣｕ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金が得られる。
【図面の簡単な説明】
【００１２】
【図１】（２２０）面のＸ線回折強度ピークを模式的に示す図である。
【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−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金について説明する。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、銅合金の組成の限定理由について説明する。
＜Ｎｉ、Ｃｏ及びＳｉ＞
本発明の実施形態に係るＣｕ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金は、０．１〜１．０質量％のＮｉ、０．５〜３．０質量％のＣｏ、０．１〜１．５質量％のＳｉを含有し、質量割合で（Ｎｉ＋Ｃｏ）／Ｓｉが３〜５であり、残部が銅および不可避的不純物からなる。
Ｎｉ、ＣｏとＳｉは、時効処理を行うことによりＮｉ、ＣｏとＳｉが微細なＮｉ２ＳｉやＣｏ２Ｓｉを主とした金属間化合物の析出粒子（第二相粒子）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やＣｏ２Ｓｉの析出に伴い、導電性が向上する。
【００１５】
ただし、Ｎｉ濃度が０．１％未満の場合、Ｃｏ濃度が０．５％未満の場合，またはＳｉ濃度が０．１％未満の場合は、析出硬化が不十分となり、他方の成分を添加しても所望とする強度が得られない。又、この場合、合金中の第二相粒子が減少するので転位が容易に移動できるようになり、永久変形が生じる応力が小さくなる（ばね限界値が低下する）ため、ばね限界値が３５０ＭＰａ未満となる。また、Ｎｉ濃度が１．０％を超える場合、Ｃｏ濃度が３．０％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、強度の向上に寄与しない粗大なＮｉ−Ｓｉ系粒子やＣｏ−Ｓｉ系粒子（晶出物及び析出物）が母相中に生成し、導電性や曲げ加工性の低下を招き、更に、ばね限界値が３５０ＭＰａ未満となる。
好ましくは、０．２〜０．８質量％のＮｉ、１．０〜２．５質量％のＣｏ、０．３〜１．０質量％のＳｉとする。
【００１６】
質量割合で（Ｎｉ＋Ｃｏ）／Ｓｉが３〜５である。上記割合とすれば、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。上記割合が３未満であると、時効処理でのＮｉ２ＳｉやＣｏ２Ｓｉの析出が不十分になり、強度および導電率が低下する。上記割合が５を超えると、Ｎｉ２ＳｉやＣｏ２Ｓｉとして析出しないＮｉ、Ｃｏの濃度が多くなり、導電率が低下する。
好ましくは、上記割合が、３．５〜４．７である。
【００１７】
＜その他の添加元素＞
さらに、Ｆｅ、Ｍｇ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｂ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ａｌ，Ｍｎ及びＡｇの群から選ばれる一種以上の添加元素を合計で１．０質量％以下含有することが好ましい。
これら添加元素は、合金強度及び耐熱性を改善する。上記添加元素の合計含有量が１．０％を越えると導電性が著しく低下することがある。上記添加元素の合計含有量の下限は特に規制されないが、０．０１％程度とすると好ましい。
【００１８】
＜集合組織＞
次に、銅合金の集合組織の規定について説明する。上述のように、（２２０）方位の集積度であるβ／β０は、材料を圧延した際の転位密度の指標であり、β／β０が高いほど転位密度が高くなって強度が向上するが、導電率や曲げ加工性に悪影響を与えることが判明した。
従って、圧延面における（２２０）面のＸ線回折強度ピークの半価幅βが、微粉末銅（３２５ｍｅｓｈ，水素気流中で３００℃で１時間加熱してから使用）の（２２０）面のＸ線回折強度ピークの半価幅β０に対し、０．５≦β／β０＜１．５を満たすように集合組織を制御する。
β／β０が１．５以上であると、転位密度が高くなって導電率が５０％ＩＡＣＳ未満となったり、曲げ加工性が低下する。β／β０が０．５未満であると、転位密度が低くなり過ぎて強度が低下する。
好ましくは、β／β０が０．７〜１．３である。
【００１９】
図１は、（２２０）面のＸ線回折強度ピークを模式的に示す。半価幅βは、ピークの高さＨの半分の高さＨ／２におけるピークの幅である。又、βのうち、Ｘ線回折強度ピークの回折角θｐよりも高い回折角の側の幅をβＲとし、前記Ｘ線回折強度ピークの回折角θｐよりも低い回折角の側の幅をβＬとする。
ここで、βＲ／βＬは、Ｘ線回折強度のピークの対称性を表す指標であり、βＲ／βＬが１に近づくほど、ピークの対称性が高く、転位密度が高くなり過ぎずに強度、導電率、曲げ加工性を両立できる。よって、βＲ／βＬ≦１．５を満たすように集合組織を制御する。
βＲ／βＬが１．５を超えると、ピークの対称性が低く、転位密度が高くなって導電率や曲げ加工性が低下する。
好ましくは、βＲ／βＬが１．３以下である。
なお、一般にβＲ＞βＬとなる傾向にあり、βＲ／βＬは通常、１を超える。
【００２０】
β／β０、及びβＲ／βＬは、後述する時効処理後の冷間圧延で、圧延加工度及び後方張力を調整することで制御できる。
時効処理後の冷間圧延の加工度が高過ぎると、加工硬化によって転位密度が高くなり過ぎ、β／β０、及びβＲ／βＬが上記した上限値を超える。
時効処理後の冷間圧延の加工度が低過ぎると、転位密度が低過ぎ、β／β０が上記した下限値未満となる。
又、冷間圧延時に後方張力を加えるにつれ、圧延荷重が減少し、減面率が増大して加工硬化が大きくなる傾向にある。従って、時効処理後の冷間圧延時に後方張力を加え過ぎると、加工硬化によって転位密度が大きくなり過ぎ、β／β０が上記した上限値を超える。
一方、後方張力が低過ぎると、転位密度が低過ぎて、β／β０が上記した下限値未満となる。
Ｎｉ濃度が１．０％を超えると、転位が組織に蓄積され易くなり、β／β０が１．５以上となり、βＲ／βＬが１．５を超える。
【００２１】
以上により、本発明の実施形態に係るＣｕ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金は、ＪＩＳ−Ｚ２２４１に従い、圧延平行方向の０．２％耐力が６８０ＭＰａ以上、導電率が５０％ＩＡＣＳ以上となる。
【００２２】
本発明の実施形態に係るＣｕ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金において、ＪＩＳ−Ｈ３１３０に従い、繰り返し式たわみ試験による圧延平行方向のばね限界値が３５０ＭＰａ以上であることが好ましい。圧延平行方向のばね限界値の上限は限定されないが、例えば６００ＭＰａである。
上述のように、各種端子、コネクタは繰り返し挿抜される場合があり、繰り返し荷重を受けてもバネ性を保つよう、ばね限界値が高いことが好ましい。ばね限界値が３５０ＭＰａ未満であると、このバネ性を保つことが困難な場合がある。
【００２３】
ばね限界値は、上述の時効処理後の冷間圧延で、圧延加工度及び後方張力を調整することで制御できる。
時効処理後の冷間圧延時の後方張力が低過ぎると、材料が十分に加工硬化せず、ばね限界値が３５０ＭＰａ未満となる。
又、Ｃｏ、Ｎｉの濃度がＳｉに対して相対的に多すぎても、転位が組織に蓄積され易くなり、ばね限界値が３５０ＭＰａ未満となる。
なお、３００℃×３０分程度の歪取焼鈍を行うことにより、ばね限界値が向上することが一般に知られているが（例えば、特許文献１の段落００５２）、本発明の合金系では、上述の圧延加工度や後方張力の条件が不十分であると、歪取焼鈍を行ってもばね限界値が３５０ＭＰａ以上にならない。又、歪取焼鈍を過度（高温、又は長時間）行うと、ばね限界値が３５０ＭＰａ以上になるものの、圧延平行方向の０．２％耐力が６５０ＭＰａ未満となる。
【００２４】
Ｃｕ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金は、鋳造、均質化焼鈍、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、さらに時効処理、最終冷間圧延をこの順で行って製造することができる。最終冷間圧延後、必要に応じて歪取り焼鈍をしてもよい。
【００２５】
＜均質化焼鈍及び熱間圧延＞
インゴット鋳造時に生じた粗大な凝固偏析や晶出物を、均質化焼鈍でできるだけ母相に固溶させて小さくする（又は無くす）と、曲げ割れを防止できるので望ましい。均質化焼鈍は、例えば９００〜１０５０℃で３〜２４時間とすることができる。
熱間圧延は、元の厚さからの圧下率が９０％までのパスを７００℃以上で行うのが好ましい。熱間圧延の後、水冷にて室温まで急速に冷却させる。
【００２６】
＜冷間圧延＞
熱間圧延後に冷間圧延を行う。圧延加工度を好ましくは７０％以上、より好ましくは８５％以上とする。
【００２７】
＜溶体化処理＞
溶体化処理により、溶解鋳造時の晶出粒子や熱間圧延後の析出粒子を固溶させ、溶体化処理以降の時効硬化能を高めることができる。溶体化処理は、時効により析出する第二相粒子の組成の固溶限付近の温度になるよう、例えば９００〜１０５０℃で３０秒〜１０分行う。溶体化処理温度が低すぎると熱間圧延後の析出粒子を十分に固溶させることができず、溶体化処理温度が高すぎると熱間圧延後の析出粒子が全て固溶してしまい、析出粒子による粒界のピン止め効果がなくなり、結晶粒が粗大化して強度が低下する。
また、第二相粒子の析出や再結晶粒の粗大化を防止する観点から、溶体化処理後の冷却速度はできるだけ高い方が好ましい。具体的には、材料温度が溶体化処理温度から４００℃ まで低下するときの平均冷却速度を１５℃／ｓ以上とするのが好ましく、５０℃／ｓ以上とするのがより好ましい。冷却速度の上限は、２００℃／ｓ程度である。
【００２８】
＜時効処理＞
時効処理を適切な条件で行うことで、適切な大きさの第二相粒子が均一に分布して析出し、所望の強度および導電率が得られる。具体的には、時効処理を４２５〜５７５℃で５〜２５時間とすることが好ましく、４５０〜５５０℃で１０〜２０時間とすることがより好ましい。酸化被膜の発生を抑制するためにＡｒ、Ｎ２、Ｈ２等の不活性雰囲気で時効処理を行うことが好ましい。
【００２９】
＜冷間圧延＞
時効処理後に最終冷間圧延を行うことで、転位を導入し強度を向上させる。最終冷間圧延の加工度を好ましくは１５〜４０％、より好ましくは２０〜３５％とする。
加工度が１５％未満であると、転位密度が低くなり過ぎ、β／β０が上記した下限値未満となって強度が低下する。
加工度が４０％を超えると、上述のように加工硬化によって転位密度が高くなり過ぎ、β／β０、及びβＲ／βＬが上記した上限値を超え、導電率および曲げ加工性が低下する。
【００３０】
＜後方張力＞
最終冷間圧延時に後方張力を加えることで、圧延荷重が減少し、減面率が増大して加工硬化が大きくなる。冷間圧延時の後方張力を、好ましくは３０〜１２０Ｎ／ｍｍ２、より好ましくは５０〜１００Ｎ／ｍｍ２とする。
後方張力が３０Ｎ／ｍｍ２未満であると、転位密度が低くなり過ぎ、β／β０が上記した下限値未満となって、強度が低下すると共にばね限界値が３５０ＭＰａ未満となる。
後方張力が１２０Ｎ／ｍｍ２を超えると、上述のように加工硬化によって転位密度が高くなり過ぎ、β／β０、及びβＲ／βＬが上記した上限値を超える。
なお、後方張力は、シングルスタンド冷間圧延機の入側の前方のペイオフリール（アンコイラ）により、コイルから板を巻き出すと共に、板を後方（板の進行方向と反対方向）に引張って板に張力を与えて生成する。これにより、圧延時の圧延荷重を低減させる。
【００３１】
＜歪取焼鈍＞
加工歪を除去し、ばね限界値を確保するために歪取焼鈍を行うことが好ましい。歪取焼鈍は、２５０〜３５０℃で３０〜８０分行うことが好ましく、２７５〜３２５℃で４０〜６０分行うことがより好ましい。
歪取焼鈍の温度や時間が上記範囲を超えると、粗大粒子が析出して強度及び曲げ加工性が低下する場合がある。
【００３２】
本発明のＣｕ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金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。本発明のＣｕ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金は種々の伸銅品、例えば板、条、管、棒及び線に加工することができ、更に、リードフレーム、コネクタ、ピン、端子、リレー、スイッチ、二次電池用箔材等の電子部品等に使用することができる。
【実施例１】
【００３３】
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、溶湯温度を１３００℃に調整した後、厚さ３０ｍｍ×幅６０ｍｍのインゴットに鋳造した。このインゴットを、元の厚さからの圧下率が９０％までのパスを９８０℃で熱間圧延を行った。熱間圧延後、すぐに室温まで散水による水冷を行った。
熱間圧延後の試料に冷間圧延を行った後、溶体化処理を９５０℃で行い、溶体化処理温度から４００℃ まで低下するときの平均冷却速度を５０℃／ｓとして冷却した。その後、時効処理（５００℃で２０時間）を行った。
その後、表１、表２に示す加工度及び後方張力で最終冷間圧延を行い、最後に表１、表２に示す条件で歪取焼鈍を行って試料を得た。
【００３４】
＜Ｘ線回折強度＞
得られた試料の表面（圧延面）の（２２０）面のＸ線回折強度をそれぞれ測定し、そのチャートからβ、βＲ及びβＬを求めた。同様にして、微粉末銅（３２５ｍｅｓｈ（ＪＩＳ  Ｚ８８０１、純度９９．５％），水素気流中で３００℃で１時間加熱してから使用）の（２２０）面のＸ線回折強度を測定し、そのチャートからβ０を求めた。
Ｘ線回折測定は、リガク製ＲＩＮＴ２５００を使用し、以下の条件とした。
ターゲット：Ｃｕ管球（グラファイトモノクロメータにてKα1線に単色化）
管電圧：４０ｋＶ
管電流：４０ｍＡ
走査速度：５°／ｍｉｎ
サンプリング幅：０．０２°
測定範囲（２θ）：８０〜１００°
【００３５】
＜０．２％耐力（ＹＳ）＞
引張試験機により、ＪＩＳ−Ｚ２２４１に従い、ＪＩＳ−１３Ｂ号試験片につき、引張速度５ｍｍ／ｍｉｎで、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。
＜導電率（ＥＣ：％ＩＡＣＳ）＞
ＪＩＳ  Ｈ  ０５０５に基づいて４端子法により、２５℃の導電率(％ＩＡＣＳ)を測定した。
＜ばね限界値＞
ＪＩＳ−Ｈ３１３０に規定されているモーメント式試験により、圧延方向と平行な方向が長い短冊状の試験片を片持ち式に保持し、永久たわみ量０．１ｍｍを生じさせる曲げモーメントから表面最大応力を測定し、圧延方向と平行な方向のばね限界値とした。
【００３６】
＜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、ＢＷ（Ｂａｄｗａｙ、曲げ軸が圧延方向と同一方向）とし、曲げ半径／板厚ｔ＝０．５として曲げ部分の外面の亀裂の有無を目視判定し、以下の基準で評価した。評価が○であれば、曲げ加工性が良好である。
○：曲げ部分の外面の亀裂が見られない
×：曲げ部分の外面の亀裂が見られる
【００３７】
得られた結果を表１、表２に示す。なお、表中、例えば「0.03Ti-0.1Zr」は、添加元素として、Ｔｉ：０．０３質量％、Ｚｒ：０．１質量％を含むことを表す。
【００３８】
【表１】
0006804854.tif 000002
【００３９】
【表２】
0006804854.tif 000003
【００４０】
表１、表２から明らかなように、０．５≦β／β０＜１．５を満たし、βＲ／βＬ≦１．５を満たす各実施例の場合、０．２％耐力が６８０ＭＰａ以上、導電率が５０％ＩＡＣＳ以上で、曲げ加工性にも優れたものとなった。さらに、ばね限界値が３５０〜６００ＭＰａであった。
【００４１】
一方、冷間圧延時の後方張力が１２０Ｎ／ｍｍ２を超えた比較例１、１５の場合、β／β０、及びβＲ／βＬが上記した上限値を超え、曲げ加工性が劣った。
冷間圧延時に後方張力を加えなかった比較例２の場合、β／β０が上記した下限値未満となって、０．２％耐力が６８０ＭＰａ未満に低下すると共にばね限界値が３５０ＭＰａ未満となった。
歪取焼鈍の温度が３５０℃を超えた比較例３、及び歪取焼鈍の時間が８０分を超えた比較例４の場合、０．２％耐力が６８０ＭＰａ未満に低下し、曲げ加工性が低下した。
【００４２】
（Ｎｉ＋Ｃｏ）／Ｓｉの比が５を超えた比較例５の場合、Ｃｏ、Ｎｉの濃度がＳｉに対して相対的に多すぎて転位が組織に蓄積され易くなり、導電率が５０％ＩＡＣＳ未満に低下し、ばね限界値が３５０ＭＰａ未満となった。
（Ｎｉ＋Ｃｏ）／Ｓｉの比が３未満である比較例６の場合、時効処理でのＮｉ２ＳｉやＣｏ２Ｓｉの析出が不十分になり、導電率が５０％ＩＡＣＳ未満に低下した。
添加元素の合計含有量が１．０質量％を超えた比較例７の場合、導電率が５０％ＩＡＣＳ未満に低下した。
【００４３】
Ｃｏ濃度が３．０％を超えた比較例８の場合、及びＮｉ濃度が１．０％を超えた比較例１０〜１２の場合、強度の向上に寄与しない粗大粒子が母相中に生成し、導電性、曲げ加工性が低下し、ばね限界値が３５０ＭＰａ未満となった。
Ｃｏ濃度が０．５％未満である比較例９の場合、析出硬化が不十分となって０．２％耐力が６８０ＭＰａ未満に低下すると共にばね限界値が３５０ＭＰａ未満となった。
【００４４】
最終冷間圧延の加工度が１５％未満である比較例１３の場合、β／β０が下限値未満となって０．２％耐力が６８０ＭＰａ未満に低下した。
最終冷間圧延の加工度が４０％を超えた比較例１４の場合、β／β０、及びβＲ／βＬが上限値を超え、導電率が５０％ＩＡＣＳ未満に低下し、曲げ加工性が低下した。
Ｎｉを含有しない比較例１５の場合も０．２％耐力が６８０ＭＰａ未満に低下した。
【図１】
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