(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｝とすると、１．０≦Ｉ｛２００｝／Ｉ0｛２００｝≦５．０であり、圧延平行方向（ＲＤ）の０．２％耐力が８００ＭＰａ以上９５０ＭＰａ以下で、導電率が４３．５％ＩＡＣＳ以上５３．０％ＩＡＣＳ以下で、圧延平行方向（ＧＷ）および圧延直角方向（ＢＷ）の１８０度曲げ加工性がＲ／ｔ＝０であり、さらに０．２％耐力の圧延平行方向（ＲＤ）と圧延直角方向（ＴＤ）の差が４０ＭＰａ以下であることを特徴とする銅合金板材。
【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、３０％以上の加工度で冷間圧延を行う冷間圧延工程と、この冷間圧延工程の後に、加熱温度７００〜９８０℃で１０秒〜１０分間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４００〜６００℃で５〜２０時間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、３０〜５０％の加工度で冷間圧延を施す仕上冷間圧延工程とを含み、この仕上冷間圧延工程により導電率が４３．５〜４９．５％ＩＡＣＳを示しかつ仕上冷間圧延工程後の｛２００｝結晶面が１．０≦Ｉ｛２００｝／Ｉ0｛２００｝≦５．０を満たす銅合金板を得て、この銅合金板に２５０〜６００℃の温度で１０〜１０００ｓｅｃの時間の低温焼鈍工程を施す工程を含み、仕上冷間圧延工程の加工度ａ（％）と仕上圧延工程後の導電率ＥＣ（％ＩＡＣＳ）と低温焼鈍工程の温度Ｋ（℃）の間にＫ＝（ａ／３０）×｛３．３３３×ＥＣ2−２９１．６７ＥＣ＋６６３１｝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、析出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】
近年のスマートフォン等の民生電子機器の軽薄短小化の市場要請に伴い、これらの電子機器に内在されるコネクタ、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られる電子材料用銅合金板材の小型化・薄肉化は急激に進んでいる。そのため、電子材料用銅合金板材に要求される材料特性は厳しさを増しており、電子部品の組立時や作動時に付与される応力に耐える高い強度、通電時にジュール熱の発生が少ない高い導電率、加工時にクラックの発生しない良好な曲げ加工性などの材料特性の両立が求められている。具体的には、０．２％耐力（圧延平行方向（ＲＤ））が８００ＭＰａ以上、導電率が４３．５％ＩＡＣＳ以上、圧延平行方向（ＧＷ）および圧延直角方向（ＢＷ）の１８０度曲げ加工性がＲ／ｔ＝０を両立した電子材料用銅合金板材の市場ニーズが大きい。
【０００３】
これらの特性に加え、昨今では０．２％耐力の圧延平行方向（ＲＤ）と圧延直角方向（ＴＤ）の差（所謂強度異方性）が小さい（４０ＭＰａ以下の）材料特性が求められている。これは、電子材料用銅合金製造メーカーの直接の顧客となるプレス加工メーカーにおいて、歩留向上のためにピンやコネクタの長手方向が銅合金材料の圧延方向に直角になるようにプレス加工することが多く、圧延直角方向の強度が電子部品の接圧や疲労特性に影響するためである。
【０００４】
しかし、これらの強度・導電率・曲げ・強度異方性の間には一般にトレードオフの関係が認められている。たとえば、強度と導電率の間にはトレードオフの関係があり、従来のりん青銅や黄銅、洋白などに代表される固溶硬化型銅合金板材ではこれらの要求レベルを同時に満たすことができない。近年はこの要求レベルを同時に満たすことができるＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金（所謂コルソン合金）などの析出型銅合金板材が多用されており、この銅合金は、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、合金の強度および導電率を同時に向上することができる。
【０００５】
高い強度・高い導電率を達成することができるＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金においても、それらの特性を維持したまま曲げ性・強度異方性を良好にするのは容易ではない。一般に銅合金板材は、上述した強度と導電率の間のトレードオフの関係の他に、強度と曲げ加工性の間にもトレ−ドオフの関係がある。そのため、時効処理後の圧延加工度を高くする方法や、溶質元素ＮｉやＳｉの添加量を多くする方法を取ると曲げ加工性は大幅に低下する傾向がある。また、強度と強度異方性の間にもトレードオフの関係があり、強度を上昇させるために仕上圧延の加工度を高くする方法を取ると強度異方性が大きくなる傾向がある。そのため、これらの４種の特性を兼備することは極めて困難であり、銅合金材料の大きな課題となっている。
【０００６】
近年、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金においてこれらの各種材料特性を兼備する方法として、結晶方位や析出物、転位密度などを制御する方法が提案されている。たとえば、特許文献１は、中間焼鈍条件と溶体化処理条件を適切に制御し、｛２００｝結晶面（所謂Ｃｕｂｅ方位）の割合および焼鈍双晶の密度を高めることにより、高い強度、高い導電率、良好な曲げ加工性の両立を達成する方法を提案している。また、特許文献２は、溶体化処理条件と時効処理条件を適切に制御し、仕上圧延加工度を低く抑えて、析出物密度と結晶粒径を最適化することにより、良好な曲げ加工性および小さい強度異方性を兼備する方法を提案している。また、特許文献３は、圧延加工度と溶体化処理の昇温速度を制御することにより、｛２００｝結晶面と転位密度を制御し、仕上圧延加工度を高くしても｛２００｝結晶面を残存させ、高い強度・高い導電率・良好な曲げ性・良好な強度異方性を両立する方法を提案している。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開２０１０−２７５６２２号公報
【特許文献２】特開２００８−２４９９９号公報
【特許文献３】特開２０１１−１６２８４８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
しかし、特許文献１の製造方法では、強度異方性について一切考慮していないため、強度異方性の小さい材料を製造することができない。
【０００９】
また、特許文献２の方法では、強度異方性を小さくするために仕上圧延時の加工度を３０％以下に抑えているために強度水準が低く、０．２％耐力（圧延平行方向）が８００ＭＰａ以上の市場要求を満たすことができない。特許文献３の方法においても０．２％耐力（圧延平行方向）が８００ＭＰａ以下であり、導電率も４３．５％ＩＡＣＳを下回っているため、市場ニーズを満たすことができない。
【００１０】
本発明は、このような現状に鑑み、強度と導電率および曲げ加工性を高い水準で維持したまま、強度異方性を小さくすることが可能な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】
【００１１】
本発明者は、上記の課題を解決するために詳細な研究を行った結果、ＣｏおよびＣｒを含有するＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金により達成することができることが分かった。その後、ＣｏおよびＣｒを含有するＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金について検討を重ねた結果、仕上冷間圧延工程とその後の低温焼鈍工程を適切な条件で実施することにより、強度と導電率および曲げ加工性を高い水準で維持したまま、圧延直角方向の強度が急激に上昇し、強度異方性を小さくすることが可能であることを見出し、本発明を完成するに至った。
【００１２】
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｝とすると、１．０≦Ｉ｛２００｝／Ｉ0｛２００｝≦５．０であり、圧延平行方向（ＲＤ）の０．２％耐力が８００ＭＰａ以上９５０ＭＰａ以下で、導電率が４３．５％ＩＡＣＳ以上５３．０％ＩＡＣＳ以下で、圧延平行方向（ＧＷ）および圧延直角方向（ＢＷ）の１８０度曲げ加工性がＲ／ｔ＝０であり、さらに０．２％耐力の圧延平行方向（ＲＤ）と圧延直角方向（ＴＤ）の差が４０ＭＰａ以下であることを特徴とする銅合金板材である。
【００１３】
本発明に係る銅合金板材は一実施態様において、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。
【００１４】
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、３０％以上の加工度で冷間圧延を行う冷間圧延工程と、この冷間圧延工程の後に、加熱温度７００〜９８０℃で１０秒〜１０分間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４００〜６００℃で５〜２０時間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、３０〜５０％の加工度で冷間圧延を施す仕上冷間圧延工程とを含み、この仕上冷間圧延工程により導電率が４３．５〜４９．５％ＩＡＣＳを示しかつ仕上冷間圧延工程後の｛２００｝結晶面が１．０≦Ｉ｛２００｝／Ｉ0｛２００｝≦５．０を満たす銅合金板を得て、この銅合金板に２５０〜６００℃の温度で１０〜１０００ｓｅｃの時間の低温焼鈍工程を施す工程を含み、仕上冷間圧延工程の加工度ａ（％）と仕上圧延工程後の導電率ＥＣ（％ＩＡＣＳ）と低温焼鈍工程の温度Ｋ（℃）の間にＫ＝（ａ／３０）×｛３．３３３×ＥＣ2−２９１．６７ＥＣ＋６６３１｝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銅合金板材の製造方法である。
【００１５】
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、上記銅合金板材が更に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。
【発明の効果】
【００１６】
本発明によれば、強度と導電率および曲げ加工性を高い水準で維持したまま、強度異方性を小さくすることが可能な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】
【００１７】
【図１】本発明の実施の形態に係る銅合金板材の製造方法を説明するフローチャートである。
【図２】本発明の実施の形態に係る銅合金板材の仕上圧延後の導電率と低温焼鈍温度との関係を表すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
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。
本発明の実施の形態に係る銅合金板材は、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｝とすると、１．０≦Ｉ｛２００｝／Ｉ0｛２００｝≦５．０またはＳＥＭ−ＥＢＳＰ法による測定結果でＣｕｂｅ方位の面積率が４．０〜２０．０％を有し、０．２％耐力（圧延平行方向）が８００ＭＰａ以上９５０ＭＰａ以下で、導電率が４３．５％ＩＡＣＳ以上５３．０％ＩＡＣＳ以下で、圧延平行方向（ＧＷ）および圧延直角方向（ＢＷ）の１８０度曲げ加工性がＲ／ｔ＝０であり、さらに０．２％耐力の圧延平行方向（ＲＤ）と圧延直角方向（ＴＤ）の差が４０ＭＰａ以下であることを特徴とする銅合金板材である。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。
【００１９】
［合金組成］
本発明によ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系合金からなり、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強度化を図ることができる。
【００２０】
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。
【００２１】
（［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。
【００２２】
（Ｃｒの添加量）
本発明では、上記のＣｏを含むＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金にＣｒを最大で約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。
【００２３】
（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もあるので上記のＣｏを含むＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金にこれらの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。
【００２４】
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が０．２％耐力８００以上９５０ＭＰａ以下を保持し、導電率が４３．５％以上５３．０％ＩＡＣＳ以下を示すような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。
【００２５】
図１のフローチャートに示す方法によって達成することができる。詳しくは、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、加工度３０％以上で冷間圧延を行う冷間圧延工程と、この冷間圧延工程の後に、加熱温度７００〜９８０℃で１０秒〜１０分間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４００〜６００℃で５〜２０時間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、加工度３０％以上５０％以下で冷間圧延を施す仕上冷間圧延工程と、この仕上冷間圧延工程の後に、２５０〜６００℃、１０〜１０００ｓｅｃで低温焼鈍工程を施す工程を含む。また、熱間圧延後には、必要に応じて面削を行い、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。以下、これらの工程について詳細に説明する。
【００２６】
（溶解・鋳造工程）
一般的な銅合金の溶製方法と同様の方法により、銅合金の原料を溶解した後、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、目的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挙げられる。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。
【００２７】
（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。トータルの加工度は、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良い。
【００２８】
（冷間圧延工程）
前工程で得られた銅合金板に対して、「中延べ」といわれる冷間圧延を施す。冷間圧延は、一般的な銅合金の圧延方法と同様であり、加工度は３０％以上であれば十分である。加工度は目的の製品板厚と仕上冷間圧延の加工度に応じて適宜調整すれば良い。
【００２９】
（予備焼鈍工程（任意））
本発明は後の工程の仕上冷間圧延後に｛２００｝結晶面が１．０≦Ｉ｛２００｝／Ｉ0｛２００｝≦５．０を満たしていなければ、最終工程の予備焼鈍工程において低温焼鈍硬化による圧延直角方向の強度上昇が発生せず、本発明の課題を達成することができない。そのため、冷間圧延工程の直後に、特許文献１の方法に記載されるような｛２００｝結晶面を発達させる予備焼鈍を行っても良い。本工程における｛２００｝結晶面の発達方法は、特許文献１の方法に限らず、例えば特許文献３の方法の溶体化処理の昇温速度の制御による方法でも良い。よって、本発明において予備焼鈍工程の実施は任意である。
【００３０】
（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。本工程では前工程の冷間圧延で生じた圧延組織の再結晶および｛２００｝結晶面の形成が行われるが、前述のとおり、｛２００｝結晶の発達方法は特許文献１の方法でも良く、特許文献３の方法でも良い。本発明では、仕上冷間圧延工程後に｛２００｝結晶面を１．０≦Ｉ｛２００｝／Ｉ0｛２００｝≦５．０の範囲で残存させることができれば、｛２００｝結晶面を発達させる方法は問わない。
【００３１】
本発明において０．２％耐力（圧延平行方向）を８００ＭＰａ以上、導電率を４３．５％ＩＡＣＳ以上に達成するための溶体化処理の条件調整としては、一般的になされる方法と同様であり、当業者であれば容易に達成することができる。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。
【００３２】
（時効処理工程）
時効処理工程においては、次工程の仕上冷間圧延工程後の導電率が４３．５〜４９．５％ＩＡＣＳになるように条件を調整する必要がある。４３．５〜４９．５％ＩＡＣＳの範囲から外れてしまうと、最終工程の低温焼鈍工程において圧延直角方向の強度が上昇せず、本発明の課題を達成することができない。また、時効処理工程直後の仕上冷間圧延において、転位の導入等の一般的な理由のために導電率が０．０〜１．０％ＩＡＣＳ低下するため、この時効処理工程においては４４．５〜５０．５％ＩＡＣＳ程度の導電率を目標とすればよい。時効処理条件の調整方法は一般的な銅合金の製造方法と同様の方法であり、当業者なら容易に達成することができる。例えば、約４００〜６００℃の温度範囲で５〜２０ｈ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。この条件により、導電率を４４．５〜５０．５％ＩＡＣＳ程度の導電率を達成することができる。
【００３３】
（仕上冷間圧延工程）
通常は時効処理後の強度を高くするために高い加工度で仕上冷間圧延を行うと強度の異方性は悪化することが多い。しかし、本発明においては、仕上冷間圧延工程の加工度を３０％以上に設計し、かつ最終工程の低温焼鈍工程を適切な温度条件で行うことにより、圧延直角方向の強度を急激に高め、強度異方性を改善させることができる。しかし、加工度を５０％以上にすると、強度が高くなりすぎてしまい、曲げ加工性が悪化するので、３０〜５０％の範囲で行うことが好ましい。
【００３４】
この仕上冷間圧延では、一般的に｛２２０｝結晶面を主方位成分とする圧延集合組織が発達し｛２００｝結晶面が減少する。そのため、本発明において、仕上冷間圧延後に｛２００｝結晶面が１．０≦Ｉ｛２００｝／Ｉ0｛２００｝≦５．０になるよう加工度を調整しなければならない（また、ＳＥＭ−ＥＢＳＰ法により、仕上げ冷間圧延後のＣｕｂｅ方位の面積率が４〜２０％の範囲内になるよう加工度を調整してもよい。）。
【００３５】
よって、加工度が３０〜５０％の範囲内であっても、仕上冷間圧延後の｛２００｝結晶面が１．０未満または５．０を上回る場合は低温焼鈍硬化が起こらないために十分注意が必要である。仕上冷間圧延の加工度は溶体化処理後の｛２００｝結晶面の大小に応じて加工度を３０〜５０％の範囲内で決めれば良い。また、｛２００｝結晶面は後に述べる低温焼鈍硬化が起こる条件の１つであるが、最終製品の曲げ加工性を向上させる効果もある。
【００３６】
（低温焼鈍工程）
通常は、仕上冷間圧延工程の後に、銅合金板材の残留応力の低減、ばね限界値、耐応力緩和特性の向上を目的として、任意で低温焼鈍を施すことが多い。しかし、本実施形態においては、仕上冷間圧延後の加工度が３０〜５０％であり、さらに仕上冷間圧延後の｛２００｝結晶面が１．０≦Ｉ｛２００｝／Ｉ0｛２００｝≦５．０の範囲であり、さらに仕上冷間圧延工程後の導電率が４３．５〜４９．５％ＩＡＣＳであり、仕上冷間圧延の加工度a（％）と仕上冷間圧延工程後の導電率ＥＣ（％ＩＡＣＳ）と低温焼鈍温度Ｋ（℃）の間にＫ＝（ａ／３０）×｛３．３３３×ＥＣ2−２９１．６７ＥＣ＋６６３１｝…（式１）の計算式が成立し、１０〜１０００ｓｅｃの時間で低温焼鈍を行う時に限り、圧延直角方向の強度が５０ＭＰａ程度上昇し、強度異方性の小さい材料を得ることができる（図２参照。１式に加工度と導電率と代入して得られた温度の±０．５の範囲の整数値で低温焼鈍を実施すればよい）。
【００３７】
この低温焼鈍工程は曲げ加工性はほとんど低下せず、導電率を０〜４．０％ＩＡＣＳ程度向上させる効果がある（これにより、最終的に得られる製品（銅合金板）の導電率は４３．５〜５３．０％ＩＡＣＳとなる）。圧延平行方向の０．２％耐力は若干増減するが、仕上冷間圧延後のものと比べて±１０ＭＰａの範囲であり、ほぼ同等である。
【００３８】
上述した仕上圧延加工度と仕上圧延後の｛２００｝結晶面と導電率の範囲、また仕上圧延加工度と仕上圧延後の導電率と低温焼鈍の温度の関係（式１）は本発明者らが経験的に見出したものであり、詳細なメカニズムは現在調査中である。しかし、この現象はコットレル固着に由来するものと推測される。仕上圧延後の導電率が低いほど、母相に固溶しているＣｏ、Ｎｉ、Ｓｉ等の元素量が多く、これらの元素が圧延加工由来の転位に固着することから、これらの計算式が成立するものと考えられる。
【００３９】
低温焼鈍においては、加熱温度が加熱時間に比べ圧倒的に支配的であるため、加熱時間は１０〜１０００ｓｅｃの範囲内であれば良い。
【００４０】
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】
【００４１】
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。
【００４２】
本発明の実施例に用いる銅合金は、表１に示すようにＮｉ、Ｃｏ、Ｃｒ及びＳｉの含有量をいくつか変化させた銅合金に適宜Ｍｇ、Ｓｎ、Ｔｉ、ＦｅおよびＡｇを添加した組成を有する。また、比較例に用いる銅合金は、それぞれ本発明の範囲外のパラメータをもつＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金である。
【００４３】
表１及び表２に記載の各種成分組成の銅合金を、高周波溶解炉で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９５０〜４００℃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。続いて加工度６０％で冷間圧延を行い、７００〜９８０℃で溶体化処理を１０秒〜１０分、昇温速度０．１℃／ｓ以下で行い、これを直ちに冷却速度：約１０℃／秒として１００℃以下にして｛２００｝結晶面を発達させた。その後、４００〜６００℃で５〜２０時間かけて不活性雰囲気中で時効処理を施し、３０〜５０％の加工度で仕上冷間圧延を行い、仕上圧延後の｛２００｝結晶面が１．０≦Ｉ｛２００｝／Ｉ0｛２００｝≦５．０であり、仕上圧延後の導電率が４３．５〜４９．５％の銅合金板材を製造し、式１を満たす温度で１０秒間低温焼鈍工程を実施した。
【００４４】
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、ＪＩＳ  Ｚ２２４１に従い、圧延平行方向および圧延直角方向の引張強さ（ＴＳ）および０．２％耐力（ＹＳ）を測定した。導電率についてはＪＩＳ  Ｈ０５０５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。
【００４５】
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、試験片の圧延直角方向の断面に対してＪＩＳ  Ｈ０５０１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。Ｃｕｂｅ方位については、ＥＢＳＰ（株式会社ＴＳＬソリューションズ製（ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ））を用いて面積率を求めた。
【００４６】
めっき密着性については、ＪＩＳ  Ｈ８５０４に従い、幅１０ｍｍの試料を９０°に曲げて元に戻した後（曲げ半径０．４ｍｍ、圧延平行方向方向）、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５〜８に各特性評価結果を示す。
【表１】
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【００４７】
【表２】
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【００４８】
【表３】
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【００４９】
【表４】
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【００５０】
【表５】
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【００５１】
【表６】
0006385383.tif 000007
【００５２】
【表７】
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【００５３】
【表８】
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【００５４】
実施例１〜３は、仕上圧延加工度がそれぞれ３０％、４０％、５０％であり、さらに、仕上圧延後の｛２００｝結晶面、導電率および低温焼鈍温度が所定の条件を満たすため、低温焼鈍工程によって圧延直角方向（ＴＤ）の０．２％耐力が低温焼鈍前（仕上圧延後）に比べて５０〜６０ＭＰａ増加し、４０ＭＰａ以下の強度異方性を達成している。一方、比較例１および２は仕上圧延加工度が３０〜５０％の範囲外であるため、低温焼鈍を実施しても圧延直角方向の強度は増加せず、逆に低温焼鈍前に比べて１０ＭＰａ程度低下している。
【００５５】
実施例４および５は、仕上圧延後の導電率が４３．５〜４９．５％ＩＡＣＳの範囲内であり、仕上圧延加工度、仕上圧延後の｛２００｝結晶面、低温焼鈍温度も所定の条件を満たすため、低温焼鈍工程により圧延直角方向の０．２％耐力が低温焼鈍前に比べて５０ＭＰａ程度増加し、４０ＭＰａ以下の強度異方性を達成している。一方、比較例３，４は仕上圧延後の導電率が４３．５〜４９．５％ＩＡＣＳの範囲外であるため、低温焼鈍を実施しても圧延直角方向の強度は増加せず、逆に低温焼鈍前に比べて１０ＭＰａ程度低下している。
【００５６】
実施例６〜９は、仕上圧延後の仕上圧延後の｛２００｝結晶面が１．０≦Ｉ｛２００｝／Ｉ0｛２００｝≦５．０の範囲内であり、仕上圧延加工度、仕上圧延後の導電率、低温焼鈍温度も所定の条件を満たすため、圧延直角方向の強度が低温焼鈍前に比べて５０ＭＰａ程度増加し、４０ＭＰａ以下の強度異方性を達成している。一方、比較例５，６は｛２００｝結晶面が１≦Ｉ｛２００｝／Ｉ0｛２００｝≦５の範囲外であるため、低温焼鈍を実施しても圧延直角方向の強度は増加せず、逆に低温焼鈍前に比べて１０ＭＰａ程度低下した。
【００５７】
実施例１０〜１３は、仕上圧延加工度、仕上圧延後の導電率、｛２００｝結晶面、低温焼鈍温度も所定の条件を満たすため、圧延直角方向の強度が低温焼鈍前に比べて５０ＭＰａ程度増加し、４０ＭＰａ以下の強度異方性を達成している。一方、比較例７〜１１は低温焼鈍温度が式１の範囲外であるため、低温焼鈍を実施しても圧延直角方向の強度は増加せず、逆に低温焼鈍前に比べて１０ＭＰａ低下した。
【００５８】
実施例１４〜２２については、本発明の主要元素であるＮｉ、Ｃｏ、Ｓｉ、Ｃｒの組成添加量が適性であり、一方、比較例１２〜１８は主要元素の組成が高すぎるかまたは低すぎるために、強度か導電率が著しく悪い。
【００５９】
実施例２３〜２８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の添加量が適正であり、めっき密着性や熱間加工性の改善効果が得られている。一方、比較例１９〜２４は０．５質量％を超過している場合であり、めっき密着性や熱間加工性の改善効果が得られていない。また、導電率が著しく悪い。
【００６０】
比較例２５は低温焼鈍を実施していない製造例である。圧延平行方向の０．２％耐力および導電率、曲げ加工性は良好だが、実施例１〜２８に示すような４０ＭＰａ以下の小さな強度異方性（即ち、低温焼鈍後の０．２％耐力の圧延平行方向（ＲＤ）と圧延直角方向（ＴＤ）の差が４０ＭＰａ以下）を達成できていない。
【００６１】
比較例２６および２７も低温焼鈍を実施していない製造例である。この例は、強度異方性および曲げ加工性は良好だが、組成が不適切で低温焼鈍未実施であるため、０．２％耐力および導電率が近年の要求レベルよりも大幅に低い。
【図１】
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【図２】
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