(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｎｉ：０．５〜２．５質量％、Ｃｏ：０．５〜２．５質量％、Ｓｉ：０．３０〜１．２質量％、及びＣｒ：０．０〜０．５質量％を含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物から構成され、板面における｛２００｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛２００｝とし、純銅標準粉末の｛２００｝結晶面のＸ線回折強度をＩ0｛２００｝とし、ＪＩＳＨ０５０１の切断法により求めた平均結晶粒径をＧＳ（μｍ）とすると、１．０≦Ｉ｛２００｝／Ｉ0｛２００｝≦５．０を満たし、かつ５．０μｍ≦ＧＳ≦６０．０μｍを満たし、かつ、これらが５．０≦｛（Ｉ｛２００｝／Ｉ0｛２００｝）／ＧＳ｝×１００≦２１．０の関係を有し、導電率が４３．５％ＩＡＣＳ以上５５．０％ＩＡＣＳ以下で、０．２％耐力が７２０ＭＰａ以上９００ＭＰａ以下である銅合金板材。
【請求項２】
Ｍｇ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｆｅ、Ｚｎ及びＡｇよりなる群から選択される１種又は２種以上を更に合計で最大０．５質量％まで含有する請求項１に記載の銅合金板材。
【請求項３】
Ｎｉ：０．５〜２．５質量％、Ｃｏ：０．５〜２．５質量％、Ｓｉ：０．３０〜１．２質量％、及びＣｒ：０．０〜０．５質量％を含有し、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の原料を溶解し鋳造する溶解・鋳造工程と、この溶解・鋳造工程の後に、９５０℃〜４００℃において温度を下げながら熱間圧延を行う熱間圧延工程と、この熱間圧延工程の後に、圧延率３０％以上で冷間圧延を行う第１の冷間圧延工程と、この第１の冷間圧延工程の後に、加熱温度３５０〜５００℃、５．０〜９．５ｈ、かつ、予備焼鈍工程の時間ｔ（ｈ）と温度Ｋ（℃）の間にｔ＝３８．０×ｅｘｐ（−０．００４Ｋ）が成立するように析出を目的とした熱処理を行う予備焼鈍工程と、この予備焼鈍工程の後に、圧延率７０％以上で冷間圧延を行う第２の冷間圧延工程と、この第２の冷間圧延工程の後に、加熱温度７００〜９８０℃で溶体化処理を行う溶体化処理工程と、この溶体化処理工程の後に３５０〜６００℃で時効処理を行う時効処理工程と、この時効処理工程の後に、圧延率１０％以上４０％以下で冷間圧延を施す仕上冷間圧延工程を備え、仕上冷間圧延工程の加工度ａと仕上冷間圧延工程後のＩ｛２００｝／Ｉ0｛２００｝、予備焼鈍工程の温度Ｋ（℃）の間にＫ＝４．５×（Ｉ｛２００｝／Ｉ0｛２００｝×ｅｘｐ（０．０４９ａ）＋７６．３）の計算式が成立するように製造条件を調整することを含む請求項１に記載の銅合金板材の製造方法。
【請求項４】
前記銅合金板材にＭｇ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｆｅ、Ｚｎ及びＡｇよりなる群から選択される１種又は２種以上を合計で最大０．５質量％まで含有させることを含む請求項３に記載の銅合金板材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、時効硬化型銅合金板材およびその製造方法に関するものであり、コネクタ、リードフレーム、ピン、リレー、スイッチなどの各種電子部品に用いるのに好適なＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金板材およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
コネクタ、リードフレーム、ピン、リレー、スイッチなどの各種電子部品に使用される電子材料用銅合金板材には、組立時や作動時に付与される応力に耐える高い強度および通電による発熱を抑制するための高い導電性を両立させることが求められている。また、これらの各種電子部品は、一般に銅合金メーカーの直接の顧客となるプレスメーカーにおいて、電子材料用銅合金板材を打ち抜き加工と曲げ加工を施すことにより成形されるため、優れたプレス性と良好な曲げ加工性を両立させることも求められている。
【０００３】
近年では、電子機器の小型化・薄肉化が急速に進んでおり、電子機器に内在されている各種電子部品に使用される電子材料用銅合金板材に対する要求レベルはいっそう高度化している。具体的には、銅合金板材に要求される強度レベルとして、０．２％耐力が７２０ＭＰａ以上の高い強度レベル、４３．５％ＩＡＣＳ以上の高い導電率、圧延平行方向（ＧＷ）および圧延直角方向（ＢＷ）の１８０度曲げ性Ｒ／ｔ＝０を兼備し、さらに優れたプレス性を有することが求められている。
【０００４】
しかし、一般に銅合金板材の強度と導電率の間にはトレードオフの関係があるので、従来のりん青銅、黄銅、洋白などに代表される固溶強化型銅合金板材ではこの要求レベルを満足することができない。そのため、近年はこの要求レベルを満足することができる時効硬化型銅合金板材の使用量が増加している。時効硬化型銅合金板材は、溶体化処理された過飽和固溶体を時効処理することにより、微細な析出物が均一に分散して、合金の強度が高くなると同時に、マトリックス（母材）の銅中の固溶元素量が減少することで導電率を向上させることができる。
【０００５】
時効硬化型銅合金板材のうち、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金（所謂コルソン合金）板材は強度と導電率のバランスに優れた銅合金板材として業界で注目されている合金の一つである。この銅合金では、マトリックス（母材）中に微細なＮｉ−Ｓｉ系の金属間化合物粒子が析出することにより強度と導電率が上昇することが知られている。
【０００６】
しかし、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金は高い強度を有するがゆえに、必ずしも曲げ加工性が良好であるとは限らない。一般に、銅合金板材は、上述した強度と導電率の間の関係の他に、強度と曲げ加工性の間にもトレードオフの関係がある。そのため、本合金の溶質元素ＮｉおよびＳｉの添加量を多くする方法や、時効処理後の仕上圧延加工度を高くする方法を取り、強度を上昇させると曲げ加工性が低下する傾向がある。この理由から、高い強度・高い導電率・良好な曲げ加工性を兼備し、さらに優れたプレス加工性を有する銅合金板材を開発することは極めて困難な課題となっていた。
【０００７】
この課題を達成することができる銅合金板材としてはベリリウム銅が挙げられるが、この合金は加工時に発生する粉じんに発がん性があり、さらに環境負荷が大きいことから、昨今は電子機器メーカーから代替材の開発が強く望まれていた。
【０００８】
近年、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板材において、このような強度と曲げ加工性の課題を解決する方法として、結晶方位を制御することにより曲げ加工性を改善する方法が提案されている。例えば、特許文献１は、溶体化処理工程の前に予備焼鈍を適切な条件で実施し、その後の溶体化処理工程によってＣｕｂｅ方位、Ｂｒａｓｓ方位などの各種結晶方位の面積率を制御することにより、高強度、優れた曲げ加工性を両立することに成功している。
【０００９】
また、特許文献２は、溶体化処理工程の前に中間焼鈍を適切な条件で実施して、その後の溶体化処理後に｛２００｝結晶面（所謂Ｃｕｂｅ方位）の割合を増大させ、さらに結晶粒内の平均双晶密度を高くすることにより、高強度、高導電、優れた曲げ加工性を両立することに成功している。また、特許文献３は｛２００｝結晶面と｛４２２｝結晶面の割合を制御することにより、高い強度を維持しつつ、良好な曲げ加工性を得ることに成功している。また、特許文献４は、Ｃｕｂｅ方位（｛２００｝結晶面）と結晶粒径を制御することにより、高い強度と高い導電率を維持しつつ、良好な曲げ加工性を得ることに成功している。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１０】
【特許文献１】特開２０１２−１９７５０３号公報
【特許文献２】特開２０１０−２７５６２２号公報
【特許文献３】特開２０１０−９０４０８号公報
【特許文献４】特開２００６−１５２３９２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
しかし、特許文献１の方法では、｛２００｝結晶面を発達させることに注力した結果、｛２００｝結晶面と結晶粒径とのバランスが悪くなり、プレス加工時の寸法が悪くなる場合がある。これは、銅合金メーカーの顧客となるプレス加工メーカーにおいては深刻な問題であり、プレス加工後の材料の大部分が、プレス加工メーカーの客先である電子部品メーカーの要求する寸法公差に入らないため廃棄せざるを得ないという問題になっていた。その対策としては、定期的に金型の刃先をメンテナンスする方法があるが、プレス加工中にプレス金型を止めて金型を解体する必要があり、生産性は急激に落ちる。
【００１２】
また、特許文献２および３の方法では、｛２００｝結晶面と｛４２２｝結晶面の割合を制御することに注力しているため、｛２００｝結晶面と結晶粒径とのバランスが適切でなく、プレス加工時の寸法が極めて悪い。
【００１３】
また、特許文献４の方法では、Ｃｕｂｅ方位と結晶粒径を制御することに注力しているが、プレス加工性については全く考慮されておらず、この製造方法をとると、プレス加工時の寸法が極めて悪い。
【００１４】
従って、本発明は、このような問題点に鑑み、高い強度・高い導電率・良好な曲げ加工性を兼備し、且つ優れたプレス加工性を有するＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板材およ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】
【００１５】
本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意検討した結果、ＣｏおよびＣｒを含むＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板材に着眼するに至った。その後、ＣｏおよびＣｒを含むＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板材について検討を重ねた結果、０．５〜２．５質量％のＮｉと０．５〜２．５質量％のＣｏと０．３〜１．２質量％のＳｉと０．０〜０．５質量％のＣｒを含有し、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板材において｛２００｝結晶面と結晶粒径の極めて絶妙なバランスを取ることこそが、高い強度と高い導電率および良好曲げ加工性と優れたプレス加工性の兼備に重要であることを見出し、本発明を完成するに至った。
【００１６】
本発明は、上記知見に基づきなされたものであり、一側面において、Ｎｉ：０．５〜２．５質量％、Ｃｏ：０．５〜２．５質量％、Ｓｉ：０．３０〜１．２質量％、及びＣｒ：０．０〜０．５質量％を含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物から構成され、板面における｛２００｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛２００｝とし、純銅標準粉末の｛２００｝結晶面のＸ線回折強度をＩ0｛２００｝とし、ＪＩＳＨ０５０１の切断法により求めた平均結晶粒径をＧＳ（μｍ）とすると、１．０≦Ｉ｛２００｝／Ｉ0｛２００｝≦５．０を満たし、かつ５．０μｍ≦ＧＳ≦６０．０μｍを満たし、かつ、これらが５．０≦｛（Ｉ｛２００｝／Ｉ0｛２００｝）／ＧＳ｝×１００≦２１．０の関係（計算式１）を有し、導電率が４３．５％ＩＡＣＳ以上５５．０％ＩＡＣＳ以下で、０．２％耐力が７２０ＭＰａ以上９００ＭＰａ以下である銅合金板材である。
【００１７】
本発明に係る銅合金板材は一実施態様において、更にＭｇ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｆｅ、Ｚｎ及びＡｇよりなる群から選択される１種又は２種以上を合計で最大０．５質量％まで含有する。
【００１８】
本発明は別の一側面において、Ｎｉ：０．５〜２．５質量％、Ｃｏ：０．５〜２．５質量％、Ｓｉ：０．３０〜１．２質量％、及びＣｒ：０．０〜０．５質量％を含有し、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の原料を溶解し鋳造する溶解・鋳造工程と、この溶解・鋳造工程の後に、９５０℃〜４００℃において温度を下げながら熱間圧延を行う熱間圧延工程と、この熱間圧延工程の後に、圧延率３０％以上で冷間圧延を行う第１の冷間圧延工程と、この第１の冷間圧延工程の後に、加熱温度３５０〜５００℃、５．０〜９．５ｈ（予備焼鈍工程の時間（ｔ）と温度Ｋ（℃）の間にｔ＝３８．０×ｅｘｐ（−０．００４Ｋ）の計算式（計算式２）が成立）で析出を目的とした熱処理を行う予備焼鈍工程と、この予備焼鈍工程の後に、圧延率７０％以上で冷間圧延を行う第２の冷間圧延工程と、この第２の冷間圧延工程の後に、加熱温度７００〜９８０℃で溶体化処理を行う溶体化処理工程と、この溶体化処理工程の後に３５０〜６００℃で時効処理を行う時効処理工程と、この時効処理工程の後に、圧延率１０％以上４０％以下で冷間圧延を施す仕上冷間圧延工程を備え、仕上冷間圧延工程の加工度ａと仕上冷間圧延工程後のＩ｛２００｝／Ｉ0｛２００｝、予備焼鈍工程の温度Ｋ（℃）の間にＫ＝４．５×（Ｉ｛２００｝／Ｉ0｛２００｝×ｅｘｐ（０．０４９ａ）＋７６．３）の計算式（計算式３）が成立するように製造条件を調整することを含む銅合金板材の製造方法である。
【００１９】
本発明に係る銅合金板材の製造方法は別の一実施態様において、上記銅合金板材に更にＭｇ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｆｅ、Ｚｎ及びＡｇよりなる群から選択される１種又は２種以上を合計で最大０．５質量％まで含有させることを含む。
【発明の効果】
【００２０】
本発明によれば、高い強度・高い導電率・良好な曲げ加工性を兼備し、且つ優れたプレス加工性を有するＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板材およびその製造方法を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００２１】
【図１】本発明の実施の形態に係る製造工程のフローチャートである。
【図２】本発明の実施の形態に係る材料特性の計算式を示すグラフである。
【図３】本発明の実施の形態に係る製造工程の計算式を示すグラフである
【図４】プレス試験方法を説明する模式図である。
【図５】プレス後の破面の評価方法を説明する模式図である。
【発明を実施するための形態】
【００２２】
以下、本発明の実施形態に係る銅合金板材について説明する。
本発明に係る銅合金板材は、０．５〜２．５質量％のＮｉと０．５〜２．５質量％のＣｏと０．３〜１．２質量％のＳｉ、及び０．０〜０．５質量％のＣｒを含有し、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板材において、板面における｛２００｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛２００｝とし、純銅標準粉末の｛２００｝結晶面のＸ線回折強度をＩ0｛２００｝とすると、１．０≦Ｉ｛２００｝／Ｉ0｛２００｝≦５．０を満たす結晶配向を有する。
【００２３】
また、この銅合金板材の表面の結晶粒界と双晶境界を区別して、ＪＩＳＨ０５０１の切断法により、双晶境界を含まないで求めた平均結晶粒径ＧＳは５．０〜６０．０μｍ、更に好ましくは１０〜４０μｍであり、かつ、結晶配向と平均結晶粒径が５．０≦｛（Ｉ｛２００｝／Ｉ0｛２００｝）／ＧＳ｝×１００≦２１．０の関係を有する。このような銅合金板材の導電率は４３．５％ＩＡＣＳ以上５５．０％ＩＡＣＳ以下、更なる態様では４４．５〜５２．５％ＩＡＣＳ、更には４６．０〜５０．０％ＩＡＣＳである。０．２％耐力は７２０ＭＰａ以上９００ＭＰａ以下、更なる態様では７６０〜８７５ＭＰａ、更には８００〜８５０ＭＰａである。以下にこの銅合金板材およびその製造方法について詳細に説明する。
【００２４】
［合金組成］
本発明に係る銅合金板材の実施の形態は、ＣｕとＮｉとＣｏとＳｉを含むＣｕ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｓｉ−Ｃｒ系銅合金板材からなり、鋳造に不可避な不純物を含む。Ｎｉ、Ｃｏ及びＳｉは、適当な熱処理を施すことによりＮｉ−Ｃｏ−Ｓｉ系の金属間化合物を形成し、導電率を劣化させずに高い強度を図ることができる。
【００２５】
Ｎｉ及びＣｏについてはＮｉ：約０．５〜約２．５質量％、Ｃｏ：約０．５〜約２．５質量％とすることが、本発明が目標とする高い強度と高い導電率を満たすために必要であり、好ましくはＮｉ：約１．０〜約２．０質量％、Ｃｏ：約１．０〜約２．０質量％、より好ましくはＮｉ：約１．２〜約１．８質量％、Ｃｏ：約１．２〜約１．８質量％である。しかし夫々Ｎｉ：約０．５質量％、Ｃｏ：約０．５質量％未満だと所望の強度を得られず、逆にＮｉ：約２．５質量％、Ｃｏ：約２．５質量％を超えると高強度化は図れるが導電率が著しく低下し、更には熱間加工性が低下するので好ましくない。Ｓｉについては約０．３０〜約１．２質量％とすることが目標とする強度と導電率を満たすために必要であり、好ましくは約０．５〜約０．８質量％である。しかし約０．３質量％未満では所望の強度が得られず、約１．２質量％を超えると高強度化は図れるが導電率が著しく低下し、更には熱間加工性が低下するので好ましくない。
【００２６】
（［Ｎｉ＋Ｃｏ］／Ｓｉ質量比）
ＮｉとＣｏとＳｉによって形成されるＮｉ−Ｃｏ−Ｓｉ系析出物は、（Ｃｏ＋Ｎｉ）Ｓｉを主体とする金属間化合物であると考えられる。但し、合金中のＮｉおよびＣｏおよびＳｉは、時効処理によって全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、銅合金板材の強度を若干向上させるが、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もなる。そのため、ＮｉとＣｏとＳｉの含有量の比は、できるだけ析出物（Ｎｉ＋Ｃｏ）Ｓｉの組成比に近づけるのが好ましい。したがって、［Ｎｉ＋Ｃｏ］／Ｓｉ質量比を３．５〜６．０に調整するのが好ましく、４．２〜４．７に調整するのがさらに好ましい。
【００２７】
（Ｃｒの添加量）
本発明では上記のＣｏを含むＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金にＣｒを約０．０〜約０．５質量％、好ましくは約０．０９〜約０．５質量％、より好ましくは約０．１〜約０．３質量％添加させることが好ましい。Ｃｒは適当な熱処理を施すことにより銅母相中でＣｒ単独またはＳｉとの化合物として析出し、強度を損なわずに導電率の上昇を図ることができる。ただし、約０．５質量％を超えると強化に寄与しない粗大な介在物となり、加工性及びめっき性が損なわれるため好ましくない。
【００２８】
（その他の添加元素）
Ｍｇ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｆｅ、Ｚｎ及びＡｇは所定量を添加することでめっき性や鋳塊組織の微細化による熱間加工性の改善のような製造性を改善する効果があるので上記のＣｏを含むＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金にこれらの１種又は２種以上を求められる特性に応じて適宜添加することができる。そのような場合、その総量は最大で約０．５質量％、好ましくは約０．０１〜０．１質量％である。これらの元素の総量が約０．５質量％を超えると導電率の低下や製造性の劣化が顕著になり好ましくない。
【００２９】
添加する添加元素の組み合わせによって個々の添加量が変更されることは当業者によって理解可能なものであり、個々の含有量は以下に限定されるものではないが、一実施態様において例えば、Ｍｇは０．５％以下、Ｓｎは０．５％以下、Ｔｉは０．５％以下、Ｆｅは０．５％以下、Ｚｎは０．５％以下、Ａｇは０．５％以下添加することができる。なお、最終的に得られる銅合金板材が０．２％耐力７２０ＭＰａ以上９００ＭＰａ以下を保持し、導電率が４３．５％ＩＡＣＳ以上５５．０％ＩＡＣＳ以下を示す添加元素の組み合わせおよび添加量であれば、本発明に係る銅合金板材は必ずしもこれらの上限値に限定されるものではない。
【００３０】
本発明に係る銅合金板材の製造方法は、上述した組成を有する銅合金の原料を溶解して鋳造する溶解・鋳造工程と、この溶解・鋳造工程の後に、９５０℃〜４００℃において温度を下げながら熱間圧延を行う熱間圧延工程と、この熱間圧延工程の後に、圧延率３０％以上で冷間圧延を行う第１の冷間圧延工程（以降「圧延１」工程と称する）と、この圧延１の後に、加熱温度３５０〜５００℃、５．０〜９．５ｈで析出を目的とした熱処理を行う予備焼鈍工程と、この予備焼鈍工程の後に、圧延率７０％以上で冷間圧延を行う第２の冷間圧延工程（以降「圧延２」工程と称する）と、この圧延２の後に、加熱温度７００〜９８０℃、１０秒〜１０分で溶体化処理を行う溶体化処理工程と、この溶体化処理工程の後に３５０〜６００℃、１〜２０ｈで時効処理を行う時効処理工程と、この時効処理工程の後に、圧延率１０％以上４０％以下で冷間圧延を施す仕上冷間圧延工程（以降「仕上圧延工程」とも称する）を備え、仕上圧延工程の加工度ａと仕上圧延工程後のＩ｛２００｝／Ｉ0｛２００｝、予備焼鈍工程の温度Ｋ（℃）の間にＫ＝４．５×（Ｉ｛２００｝／Ｉ0｛２００｝×ｅｘｐ（０．０４９ａ）＋７６．３）の計算式（計算式３）かつ予備焼鈍工程の時間（ｔ）と温度Ｋ（℃）の間にｔ＝３８．０×ｅｘｐ（−０．００４Ｋ）（計算式２）が成立するように製造条件を調整することを含む。
【００３１】
なお、仕上圧延工程の後に、任意で１５０〜５５０℃で加熱処理（低温焼鈍）を施すことができる。これにより、強度の低下をほとんど伴わずに銅合金板材内部の残留応力が低減され、ばね限界値と耐応力緩和特性を向上させることができる。
【００３２】
熱間圧延後には、必要に応じて面削を行い、加熱処理後には、必要に応じて酸洗、研磨、脱脂を行ってもよい。この方法については当業者であれば容易に実施することができる。以下、これらの工程について詳細に説明する。
【００３３】
（溶解・鋳造工程）
一般的な銅合金板材の溶解・鋳造方法と同様の方法により、銅合金の原料を溶解した後に連続鋳造や半連続鋳造などにより鋳片を製造する。例えば、まず大気溶解炉を用い、電気銅、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｃｏ、Ｃｒ等の原料を溶解し、所望の組成の溶湯を得る。そして、この溶湯をインゴットに鋳造する方法などがあげられる。本発明に係る製造方法の一実施形態では、更にＭｇ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｆｅ、ＺｎおよびＡｇからなる群から選択される１種又は２種以上を合計で最大約０．５質量％まで含有することができる。
【００３４】
（熱間圧延工程）
一般的な銅合金の製造方法と同様の方法により熱間圧延を行う。鋳片の熱間圧延は、９５０℃〜４００℃において温度を下げながら数パスに分けて行う。なお、６００℃より低い温度で１パス以上の熱間圧延を行うのが好ましい。トータルの圧延率は、概ね８０％以上にすれば好ましい。熱間圧延終了後には、水冷などにより急冷するのが好ましい。また、熱間加工後には、必要に応じて面削や酸洗を行ってもよい。
【００３５】
（圧延１工程）
この圧延１工程は、一般的な銅合金の圧延方法と同様であり、圧延率は３０％以上であれば十分である。しかし、圧延率が高すぎると、圧延２の加工度を必然的に下げる必要があるため、圧延率を５０〜８０％にするのが好ましい。
【００３６】
（予備焼鈍工程）
次に、後の溶体化処理工程においてＣｕｂｅ方位を発達させることを目的として予備焼鈍を行う。従来はここでＮｉ、Ｃｏ、ＳｉおよびＣｒなどの析出を目的として、４００〜６５０℃、１〜２０時間程度の予備焼鈍を行うが、この製造条件では本発明の課題となる高い強度・高い導電性・良好な曲げ加工性・優れたプレス性の兼備には不十分である。
【００３７】
発明者はこれらの各種特性の両立のために鋭意検討したところ、最終製品（仕上圧延工程後）の結晶粒径（ＧＳ）と板面における｛２００｝結晶面のバランスが適切である場合に限り、高い強度・高い導電率・良好な曲げ加工性・優れたプレス性を兼備させることができることを見出した。具体的には、板面における｛２００｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛２００｝とし、純銅標準粉末の｛２００｝結晶面のＸ線回折強度をＩ0｛２００｝とし、ＪＩＳＨ０５０１の切断法により求めた平均結晶粒径をＧＳとすると、１．０≦Ｉ｛２００｝／Ｉ0｛２００｝≦５．０を満たし、かつ５．０μｍ≦ＧＳ≦６０．０μｍを満たし、さらに、５．０≦｛（Ｉ｛２００｝／Ｉ0｛２００｝）／ＧＳ｝×１００≦２１．０の関係（計算式１）を有するときに、０．２％耐力、導電率、曲げ加工性およびプレス性のバランスが最も優れていることが分かった。
【００３８】
計算式１を満たす最終製品を製造するためには、仕上圧延工程後の結晶粒径および｛２００｝結晶面を制御する製造工程を設計する必要がある。仕上圧延工程後の結晶粒径の制御方法については、溶体化処理の温度および時間の制御により、当業者であれば容易に達成することができる。仕上圧延工程後の｛２００｝結晶面の制御方法については、一般に、予備焼鈍工程後の析出物量が多いほど後の溶体化処理工程において｛２００｝結晶面が強く発達し、仕上圧延工程における加工度が高いほど、｛２２０｝結晶面を主方位成分とする圧延集合組織が発達し｛２００｝結晶面は減少することが知られている。そのため、最終製品の｛２００｝結晶面を制御するためには、予備焼鈍工程と仕上圧延工程の条件を最適化する必要がある。
【００３９】
予備焼鈍工程と仕上圧延工程の製造条件に関して、発明者は様々な製造条件で最終製品の｛２００｝結晶面を評価した結果、仕上圧延工程の加工度ａ（％）と仕上圧延工程後のＩ｛２００｝／Ｉ0｛２００｝、予備焼鈍工程の温度Ｋ（℃）との間にＫ＝４．５×（Ｉ｛２００｝／Ｉ0｛２００｝×ｅｘｐ（０．０４９ａ）＋７６．３）の関係（計算式３）が成立するように製造する場合に、計算式１を満たすことができることが分かった（予備焼鈍の時間ｔは、予備焼鈍工程の温度Ｋ（℃）の間にｔ＝３８．０×ｅｘｐ（−０．００４Ｋ）の式が成立しなければならない）。
【００４０】
（圧延２工程）
続いて、圧延２を行う。圧延２においても一般的な銅合金の圧延方法と同様であり、圧延率は７０％以上であると好ましい。
【００４１】
（溶体化処理工程）
溶体化処理では、約７００〜約９８０℃の高温で１０秒〜１０分間加熱して、Ｃｏ−Ｎｉ−Ｓｉ系化合物をＣｕ母地中に固溶させ、同時にＣｕ母地を再結晶させる。本工程では再結晶および｛２００｝結晶面の形成が行われるが、前述のとおり、本発明の課題解決のためには、本工程において結晶粒径を制御することが極めて重要となる。結晶粒径の制御方法については、上述したように溶体化処理の温度および時間の制御を行う。結晶粒径は、溶体化処理前の冷間圧延率や化学組成によって変動するが、予め実験によりそれぞれの組成の合金について溶体化処理のヒートパターンと結晶粒径との関係を求めておくことにより、当業者であれば容易に７００〜９８０℃の温度域における保持時間および到達温度を設定することができる。
【００４２】
また、強度上昇および導電率の上昇のためには、具体的には、冷却速度を毎秒約１０℃以上、好ましくは約１５℃以上、より好ましくは毎秒約２０℃以上として約４００℃〜室温まで冷却するのが効果的である。但し、冷却速度をあまりに高くすると、逆に強度上昇の効果が十分に得られなくなるため、好ましくは毎秒約３０℃以下、より好ましくは毎秒約２５℃以下である。冷却速度の調整は、当業者に知られた公知の方法で行なうことができる。一般的に単位時間当たりの水量が減少すると冷却速度の低下を招くので、例えば、水冷ノズルの増設または単位時間当たりにおける水量を増加することによって冷却速度の上昇を達成することができる。ここで、“冷却速度”とは溶体化温度（７００℃〜９８０℃）から４００℃までの冷却時間を計測し、“（溶体化温度−４００）（℃）／冷却時間（秒）”によって算出した値（℃／秒）をいう。
【００４３】
（時効処理工程）
時効処理は一般的な銅合金の製造方法と同様の方法である。例えば、約３５０〜約６００℃の温度範囲で１ｈ〜２０ｈ程度加熱し、溶体化処理で固溶させたＮｉ−Ｃｏ−Ｓｉの化合物を微細粒子として析出させる。この時効処理で強度と導電率を上昇させることができる。
【００４４】
（仕上圧延工程）
時効後により高い強度を得るために、時効後に冷間圧延を行うことがあるが、この仕上圧延の圧延率は、１０％以上４０％以下であり、さらに、上記で述べたように、仕上圧延工程の加工度ａ（％）、仕上圧延工程後のＩ｛２００｝／Ｉ0｛２００｝、予備焼鈍工程の温度Ｋ（℃）との間にＫ＝４．５×（Ｉ｛２００｝／Ｉ0｛２００｝×ｅｘｐ（０．０４９ａ）＋７６．３）の関係（計算式３）が成立する加工度条件でなければならない。最終的な板厚としては、概ね０．０５〜１．０ｍｍにするのが好ましく、０．０８〜０．５ｍｍにするのがさらに好ましい。
【００４５】
（低温焼鈍工程）
時効後に冷間圧延を行なう場合には、冷間圧延後に歪取焼鈍（低温焼鈍）を任意で行なうことがある。これにより、強度の低下をほとんど伴わずに銅合金板材内部の残留応力の低減、ばね限界値と耐応力緩和特性を向上させることができる。加熱温度は、１５０〜５５０℃になるように設定するのが好ましい。この加熱温度が高過ぎると、短時間で軟化し、特性のバラツキが生じ易くなる。一方、加熱温度が低過ぎると、上述した特性を改善する効果が十分に得られない。加熱時間は、５秒以上にするのが好ましく、通常１時間以内で良好な結果が得られる。
【００４６】
なお、当業者であれば、上記各工程の合間に適宜、表面の酸化スケール除去のための研削、研磨、ショットブラスト酸洗等の工程を行なうことができることは理解できる。
【実施例】
【００４７】
以下、本発明による銅合金板材およびその製造方法の実施例について詳細に説明するが、これら実施例は本発明及びその利点をよりよく理解するために提供するものであり、発明が限定されることを意図するものではない。
【００４８】
表１及び表２に記載の各種成分組成の銅合金を、図１に示すフローに従って、高周波溶解炉を用いて１１００℃以上で溶製し、厚さ２５ｍｍのインゴットに鋳造した。次いで、このインゴットを４００〜９５０℃で加熱後、板厚１０ｍｍまで熱間圧延し、速やかに冷却を行った。表面のスケール除去のため厚さ９ｍｍまで面削を施した後、冷間圧延により厚さ１．８ｍｍの板とした。続いて３５０〜５００℃、約８．５ｈで予備焼鈍を行い、続いて冷間圧延を行い、７００〜９８０℃で溶体化処理を５〜３６００秒行い、これを直ちに冷却速度：約１０℃／秒として１００℃以下にした。その後０．１５ｍｍまで冷間圧延して、最後に銅合金板材の各元素の添加量に応じて３５０〜６００℃で各１〜２４時間かけて不活性雰囲気中で時効処理を施し、仕上冷間圧延によって試料を製造した。各銅合金板材の製造条件を表３及び表４に示す。
【００４９】
このようにして得られた各板材につき強度及び導電率の特性評価を行った。強度については、引張試験機により、ＪＩＳＺ２２４１に従い、圧延方向と平行な方向における０．２％耐力（ＹＳ）を測定した。導電率についてはＪＩＳＨ０５０５に従い、試験片の長手方向が圧延方向と平行となるように試験片を採取し、ダブルブリッジ法による体積抵抗率測定により求めた。曲げ加工性の評価は、ＪＩＳＺ２２４８に従い、圧延平行方向（ＧＷ）および圧延直角方向（ＢＷ）の１８０度曲げを評価した。Ｒ／ｔ＝０であるものを○とし、０より大きいものを×とした。プレス性の評価方法は、図４に示すように、ダイとパンチにより、半径１．０ｍｍの円状に打ち抜くプレス試験を計１００回行い、図５に示す方法により、スクラップ破面のダレの長さを定量化し、ダレ長さ１００回の平均が板厚×０．０５未満の場合を○とし、板厚×０．０５以上の場合を×と評価した。
【００５０】
積分強度比については、株式会社リガク社製ＲＩＮＴ２５００を用いて、銅合金板材表面の厚み方向のＸ線回折で｛２００｝回折ピークの積分強度：Ｉ｛２００｝を評価し、さらに微粉末銅のＸ線回折で｛２００｝回折ピークの積分強度：Ｉ0｛２００｝を評価した。続いて、これらの比：Ｉ｛２００｝／Ｉ0｛２００｝を算出した。結晶粒径については、試験片の圧延平行方向に対してＪＩＳＨ０５０１の切断法により求めた平均結晶粒径をＧＳ（μｍ）として評価した。
【００５１】
各銅合金板材についてめっき密着性をＪＩＳＨ８５０４に規定された次の方法で実施した。具体的には、幅１０ｍｍの試料を９０°に曲げて元に戻した後（曲げ半径０．４ｍｍ、圧延平行方向（ＧＷ）、光学顕微鏡（倍率１０倍）を用いて曲げ部を観察し、めっき剥離の有無を判定した。めっき剥離が認められない場合を○、めっき剥離が生じた場合を×と評価した。表５及び表６に各特性評価結果を示す。  
【００５２】
【表１】
0006385382.tif 000002
【００５３】
【表２】
0006385382.tif 000003
【００５４】
【表３】
0006385382.tif 000004
【００５５】
【表４】
0006385382.tif 000005
【００５６】
【表５】
0006385382.tif 000006
【００５７】
【表６】
0006385382.tif 000007
【００５８】
実施例１〜３４では、いずれも高い強度・高い導電率・良好な曲げ加工性を兼備し、さらに優れたプレス加工性を有する銅合金材を得ることができた。一方、｛（Ｉ｛２００｝／Ｉ0｛２００｝）／ＧＳ｝×１００の値が５〜２１の範囲から逸脱する比較例１〜６は、予備焼鈍および仕上圧延の製造条件が最適でなく、予備焼鈍工程の温度と仕上圧延との所定の関係（計算式３）を満たさないため、最終製品のＩ｛２００｝／Ｉ0｛２００｝と結晶粒径のバランスが悪く、実施例１〜３４と比べるとプレス加工性が悪い。
【００５９】
｛（Ｉ｛２００｝／Ｉ0｛２００｝）／ＧＳ｝×１００の値が５〜２１の範囲内ではあるが０．２％耐力が９００ＭＰａを上回る比較例７〜１１については、強度が高いためにプレス加工におけるスプリングバックが大きく、実施例１〜３４よりもプレス加工性が悪い。
【００６０】
｛（Ｉ｛２００｝／Ｉ0｛２００｝）／ＧＳ｝×１００の値が５〜２１の範囲内ではあるが、導電率が５５％ＩＡＣＳより高く、０．２％耐力が７２０ＭＰａを下回る比較例１２〜１６については、強度が低いために延性が高く、プレス加工においてダレやバリが極めて大きくなるために、実施例１〜３４よりもプレス加工性が劣ることがわかる。
【００６１】
｛（Ｉ｛２００｝／Ｉ0｛２００｝）／ＧＳ｝×１００の値が５〜２１の範囲内ではあるが、導電率が４３．５％ＩＡＣＳを下回る比較例１７〜２１については、Ｎｉ−Ｓｉ系の金属間化合物粒子の析出具合が不均一であることが原因で、実施例１〜３４よりもプレス加工性が悪い。
【００６２】
｛（Ｉ｛２００｝／Ｉ0｛２００｝）／ＧＳ｝×１００の値が５〜２１の範囲内であるが導電率が５５％ＩＡＣＳ以上と高く、０．２％耐力が７２０ＭＰａを下回る比較例２２、２３についても、上記と同様の理由で、実施例１〜３４よりもプレス加工性が悪い。
【００６３】
比較例２４〜３０については、本発明の主要元素であるＮｉ、Ｃｏ、Ｓi、Ｃｒ等の組成添加量が所定の範囲から外れている場合であり、実施例１〜３４よりも強度かまたは導電率が著しく悪いことが分かる。また、比較例２４〜３０は既に述べた理由のためにプレス加工性も悪い。
【００６４】
比較例３１〜３６については、本発明に添加可能な元素であるＭｇ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ａｇ、Ｔｉ、Ｆｅが０．５質量％を超過している場合であり、適切な量を添加している実施例２３〜３４と比較すると、めっき密着性や熱間加工性の改善効果が劣っていることが分かる。また、これらの添加元素に由来する粗大な介在物がプレス加工時に金型を極度に摩耗させてしまうためにプレス性も悪い。
【図１】
0006385382.tif 000008
【図２】
0006385382.tif 000009
【図３】
0006385382.tif 000010
【図４】
0006385382.tif 000011
【図５】
0006385382.tif 000012