(57)【要約】【課題】コネクタ等の材料として好適なチタン銅、特に良好な強度、導電率に加えてノッチング加工後にも良好な曲げ加工性を有するチタン銅を提供する。【解決手段】０．５〜４．５質量％のＴｉを含有し、残部が銅及び不可避的不純物からなり、表層及び中央部のいずれにおいても、｛２００｝正極点図上で、シュルツ法に規定する回折用ゴニオメータの回転軸に垂直な軸回りの角度αが０〜１０°の範囲のＸ線ランダム強度比の極大値が０．２〜１５．０である曲げ加工性に優れたチタン銅条であって、圧延方向に平行で板厚方向に平行な断面の、粒径１〜２μｍの介在物の個数が５０〜２００個／ｍｍ2であってもよく、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｂ及びＰのうち１種以上を総量で０．０１〜０．５質量％含有してもよいチタン銅条。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
０．５〜４．５質量％のＴｉを含有し、残部が銅及び不可避的不純物からなり、表層及び中央部のいずれにおいても、｛２００｝正極点図上で、シュルツ法に規定する回折用ゴニオメータの回転軸に垂直な軸回りの角度αが０〜１０°の範囲のＸ線ランダム強度比の極大値が０．２〜１５．０である曲げ加工性に優れたチタン銅条。
【請求項２】
圧延方向に平行で板厚方向に平行な断面の、粒径１〜２μｍの介在物の個数が５０〜２００個／ｍｍ2である請求項１に記載されたチタン銅条。
【請求項３】
Ｆｅ、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｂ及びＰのうち１種以上を総量で０．０１〜０．５質量％含有する請求項１又は２に記載されたチタン銅条。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明はコネクタ、端子、リレー、スイッチ等の材料として好適なチタン銅、特に良好な強度、導電率に加えてノッチング加工後にも良好な曲げ加工性を有するチタン銅に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、電子機器の小型化に伴い、電気・電子部品の小型化が進んでいる。そして、これら部品に使用される銅合金には良好な強度、導電率が要求される。
車載用端子においても小型化に伴い、使用される銅合金には良好な強度、導電率が要求される。さらに、車載用メス端子はプレス曲げ加工前に曲げ内面にノッチング加工と呼ばれる切り込み加工が施されることが多い。これはプレス曲げ加工後の形状精度を向上させるために行われる加工である。製品小型化に伴い、端子の形状精度をより向上させるためにノッチング加工は深くなる傾向にある。従って、車載用メス端子に使用される銅合金には良好な強度、導電率に加えて良好な曲げ加工性が要求される。
この要求に応じ、従来のりん青銅や黄銅といった固溶強化型銅合金に替わり、高い強度を有するコルソン合金やチタン銅等の需要が増加しつつある。このチタン銅は析出強化型銅合金であり、Ｃｕマトリックス中にＣｕ−Ｔｉ系金属間化合物粒子が析出させると共にスピノーダル構造を形成することにより強度を向上させたものである。
【０００３】
一般に、強度と曲げ加工性は相反する性質であり、チタン銅においても高強度を維持しつつ曲げ加工性の改善が望まれている。
チタン銅の曲げ加工性の改善方法として、特許文献１及び２に記載されているように結晶方位を制御する方法がある。特許文献１では｛１１１｝正極点図上において、｛１１０｝＜１１５＞、｛１１０｝＜１１４＞、｛１１０｝＜１１３＞を含む４つの領域内でＸ線回折強度の極大値が５．０〜１５．０となる（但し、ランダム方位に対する比）集合組織を提案している。また、特許文献２ではＸ線回折強度比がＩ｛２００｝／Ｉ0｛２００｝≧０．５、Ｉ｛２２０｝／Ｉ0｛２２０｝≦５．０とすることで曲げ性を改善している。なお、特許文献２では更に平均結晶粒径を制御している。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特許第４４３９００３号明細書
【特許文献２】特開２０１１−０２６６３５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、これらの方法では板厚表面の結晶方位のみを制御しており（特許文献１「００３３」、特許文献２「０１０９」）、板厚中央部の集合組織を制御する思想は無かったため、ノッチング加工後に曲げ加工を行うと曲げ部にクラックが発生しやすい問題があった。これらの方法では特にノッチング加工の切り込み深さが深いと大きなクラックが発生し、曲げ加工性の改善が不充分であった。
そこで、本発明はチタン銅の曲げ加工性を改善すること、特にノッチング加工を施した場合の曲げ加工性を改善することを目的とした。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
本発明者はチタン銅の結晶方位と曲げ加工性との関係を鋭意調査した結果、表層のみならず、中央部においても、｛２００｝正極点図上において｛００１｝＜１００＞方位を含む領域のＸ線ランダム強度比の極大値を制御することで曲げ加工性が改善すること、特にノッチング加工後の曲げ加工性が改善することを見出した。
さらに、表層及び中央部両方のＸ線ランダム強度比を制御するためには、熱間圧延後に特定速度で冷却して粒径１〜２μｍの介在物を特定量存在させること、熱間圧延後の冷間圧延の歪速度を調整することが効果的であることを見出した。
【０００７】
すなわち本発明は、下記の発明に関する。
（１）  ０．５〜４．５質量％のＴｉを含有し、残部が銅及び不可避的不純物からなり、表層及び中央部のいずれにおいても、｛２００｝正極点図上で、シュルツ法に規定する回折用ゴニオメータの回転軸に垂直な軸回りの角度αが０〜１０°の範囲のＸ線ランダム強度比の極大値が０．２〜１５．０である曲げ加工性に優れたチタン銅条。
（２）  圧延方向に平行で板厚方向に平行な断面の、粒径１〜２μｍの介在物の個数が５０〜２００個／ｍｍ2である（１）に記載されたチタン銅条。
（３）  Ｆｅ、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｂ及びＰのうち１種以上を総量で０．０１〜０．５質量％含有する（１）又は（２）に記載されたチタン銅条。
【発明の効果】
【０００８】
本発明により、プレス曲げ加工前に曲げ内面にノッチング加工してもクラックが発生せず、曲げ加工性に優れたチタン銅条が得られる。
【図面の簡単な説明】
【０００９】
【図１】シュルツ法に規定する回折用ゴニオメータの回転軸に垂直な軸回りの角度αが０〜１０°である範囲を灰色部（中央の円内）で示す｛２００｝正極点図である。
【図２Ａ】ノッチング加工工程の概略図である。図中の矢印は圧力方向を示す。
【図２Ｂ】９０°Ｗ曲げ加工工程の概略図である。
【図２Ｃ】曲げ加工後の観察面を示す説明概略図である。
【発明を実施するための形態】
【００１０】
（１）Ｔｉ濃度
チタン銅中のチタンは、マトリックス内で周期的な濃度変動である変調構造（スピノーダル構造）を形成する形態、又は、金属間化合物として第２相粒子を形成する形態で存在することが好ましい。チタン銅の製造では、溶体化処理によって過飽和固溶体を生成し、比較的低温で時効処理することによりスピノーダル構造を発達させ、その後さらに時効を続けることにより第２相粒子を生成させる。スピノーダル構造は強度上昇に寄与し、かつ曲げ加工性の損失も少ない。一方、ＴｉＣｕ3等の金属間化合物は、マトリックス内に析出物として存在して結晶粒の成長を抑制すると共に強度を向上させる。金属間化合物が析出することにより、Ｃｕマトリックス中に固溶したＴｉが減少するため導電率が向上する。
Ｔｉ濃度が０．５質量％（以下％と表記する）未満になると所望の強度が得られず、反対にＴｉ濃度が４．５質量％を超えると熱間加工性が劣化する。
【００１１】
（２）その他の添加元素
更にＦｅ、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｂ、及びＰの群から選ばれる１種以上を合計０．０１〜０．５％含有させることにより、強度を更に向上させることができる。さらに、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｍｎは熱間加工性の向上にも効果がある。これらの合計含有量が０．０１％未満であると上記の効果は得られず、反対に０．５％を超えると導電率が著しく低下して電気・電子部品材料として使用できない。
【００１２】
（３）Ｘ線ランダム強度比
曲げ加工性、特にノッチング加工後の曲げ加工性を改善するために、｛２００｝正極点図上において｛００１｝＜１００＞方位を含む領域のＸ線ランダム強度比の極大値を高くすることが有効である。さらに、表層及び中央部のいずれにおいても上記Ｘ線ランダム強度比を共に高くすることがノッチング加工後の曲げ加工性の改善に有効である。本明細書で「表層」とは条の表裏表面から板厚中心方向に１／６深さまでの部分を表し、「中央部」とは表層以外の部分を表す。なお、｛２００｝正極点図上で｛００１｝＜１００＞方位は、シュルツ法で規定される回折用ゴニオメータの回転軸に垂直な軸回りの角度α、及び同回転軸に平行な軸回りの角度βで表すと、α＝０〜１０°、β＝０〜３６０°に対応する。
上記特許文献２記載の、測定面に存在する｛２００｝、｛２２０｝面の回折強度とは異なり、本発明では｛２００｝正極点図上において、試料板面に｛００１｝面が平行であり、かつ圧延方向に＜１００＞方向が平行である結晶方位に着目しており、特定の結晶方向での極大値を規定することにより、目的とする効果を達成している。
【００１３】
本発明では、表層及び中央部において、Ｘ線ディフラクトメーター（リガク社製ＲＩＮＴ２５００）で測定し、｛２００｝正極点図上で、αが０〜１０°の範囲（図１参照）のＸ線ランダム強度比の極大値が０．２以上であると曲げ加工性が良好であることを見いだした。極大値が０．２未満であると曲げ加工性は劣化する。一方、極大値は現実的に１５．０を超えることは困難である。従って、極大値の上限は１５．０とする。好ましくは表層及び中央部でいずれも極大値が１．５以上である。
｛００１｝＜１００＞方位のＸ線ランダム強度を調整することで、優れた耐曲げ割れ性を達成する理由は明確でないが、｛００１｝＜１００＞方位は塑性変形時のせん断帯の導入が他の方位より抑制される方位であるため、曲げ加工時に割れが発生しにくいと考えられる。ただし、上記理論により本発明を制限するものではない。上記α及びβの範囲は、加工、熱処理条件および測定誤差等からＸ線強度比のピーク位置が変動することを考慮して決定された。
【００１４】
端子製造工程で通常行われているノッチング加工による切り込み深さは、深いものでは板厚の中央部まで達する。板厚表層のみの上記Ｘ線ランダム強度比の極大値を高くするだけでは、ノッチング加工時に板厚中央部にマイクロクラックが発生し、それがノッチング加工後の曲げ加工で表層まで伝播しクラックが発生する。従って、表層及び中央部のいずれにおいても上記Ｘ線ランダム強度比の極大値を高くして結晶方位を調整することが曲げ加工性の改善に有効である。
しかし、特許文献１及び２は板厚表面の結晶方位を測定して制御したものであり中央部の結晶方位は制御されていない。そのため、ノッチング加工後の曲げ加工では板厚中央部にマイクロクラックが発生し、曲げ加工性に劣るものであった。
【００１５】
（４）介在物
本発明において、「介在物」とは、鋳造時の凝固過程に生じる一般に粗大である晶出物並びに溶解時の溶湯内での反応により生じる酸化物、硫化物等、更には、鋳造時の凝固過程以降、すなわち凝固後の冷却過程、熱間圧延後、溶体化処理後の冷却過程及び時効処理時に固相のマトリックス中に析出反応で生じる析出物を含む概念であり、本銅合金のＳＥＭ観察によりマトリックス中に観察される粒子（いわゆる第二相粒子）を包括するものである。「介在物の粒径」は、ＳＥＭ観察下で測定される、その介在物を含む最小円の直径をいう。「介在物の個数」とは、材料の圧延方向に平行で板厚方向に平行な断面においてエッチング後ＳＥＭ観察により複数箇所で、母相とは異なる成分の粒子を実際に数えた単位平方ｍｍ当たりの平均個数である。
【００１６】
上記のとおり本発明の介在物は熱間圧延後の工程で形成される粒子も含むが、本発明で目的とする作用に主に寄与するのは、熱間圧延後に存在し、ＴｉＣｕ3等の金属間化合物を主要な構成成分とする特定サイズの介在物である。
具体的には、熱間圧延後の圧延平行断面において粒径１〜２μｍの介在物が５０〜２００個／ｍｍ2存在していると、その後の工程で適切な条件を選択することにより集合組織が調整され、表層及び中央部両方の上記Ｘ線ランダム強度比の極大値が０．２以上になる。５０〜２００個／ｍｍ2の範囲外であると上記Ｘ線強度比の極大値が０．２未満となり曲げ加工性が劣化する。
なお、熱間圧延後の粒径１μｍを超える介在物の個数は、冷間圧延、溶体化処理、時効処理を含むチタン銅の製造工程を経て得られる最終製品中の個数とほとんど同一である。
詳細には、熱間圧延後、粒径１〜２μｍの介在物が板厚方向に対して均一に分布する材料に冷間圧延を行うと、加工歪が介在物の周辺に集積するため、板厚方向に対して均一に歪が分布する。その材料に溶体化処理を行うと、板厚方向に対して均一に｛００１｝＜１００＞方位の結晶粒が再結晶するため、表層及び中央部のいずれにおいても、本発明の範囲内のＸ線強度比を得ることができる。
【００１７】
しかし従来は、析出強化型銅合金の熱間圧延後に粒径１〜２μｍの粗大な介在物が存在すると、後の溶体化処理工程で微細第二相粒子が充分析出せずに目的する強化効果が達成できないおそれがあり、また、曲げ加工時に割れの起点になるため、その曲げ加工性は劣化すると考えられていた。例えば、特許文献２にも、粗大な析出物が発生しやすいと、最終製品は、強度が高いものの、曲げ加工性が低くなると記載されている（同文献「０００７」）。そのため従来、析出強化型銅合金の製造工程では、熱間圧延後にできるだけ介在物が発生しないように熱間圧延中は充分加熱し、熱間圧延後は水冷により急冷されていた（特許文献１「００３１」、特許文献２「００７０」及び「００９５」）。
上記特許文献１及び２ではいずれも、熱間圧延後に粒径１〜２μｍの介在物が特定量存在する重要性は認識されていないため、熱間圧延工程の条件ではなく、圧延の加工度、中間焼鈍、溶体化処理条件のみの制御で圧延表面の結晶方位を調節している。しかし、熱間圧延後の冷間圧延において歪速度を制御しないと、表層と中央部で発生する加工歪が異なるために表層と中央部の結晶方位が異なってしまう。また、溶体化処理では、表層と中央部の受けた熱量が異なる場合、熱量の影響の少ない中央部では目的の結晶方位は達成できないことがある。このように、従来法では、熱間圧延後に急冷されるため本発明の目的を達成できる量の粒径１〜２μｍの介在物は存在せず、かつ熱間圧延後の冷間圧延や溶体化処理条件を調整して表層と中央部の結晶方位を一致させることも意識されていなかった。従って、これら特許文献の製造方法では中央部の結晶方位は制御できておらず、｛００１｝＜１００＞方位を含む領域のＸ線ランダム強度比の極大値は中央部で増加していなかったため、ノッチング加工後の曲げ加工性に劣るものであったと考えられる。
【００１８】
（５）製造工程
本発明の製造工程は、まずは電気銅を原料として、高周波真空溶解炉にてチタンその他の所定元素を添加してインゴット（幅６０ｍｍ×厚さ３０ｍｍ）を鋳造する。その後、熱間圧延を行い、冷間圧延、溶体化処理（７００〜１，０００℃で１０〜３００秒）、最終冷間圧延（加工度５〜４０％）、時効処理（３５０〜６００℃で２〜２０時間）を行う。Ｃｕｂｅ方位密度をより大きくするため、熱間圧延後に中間焼鈍（３００〜６００℃で０．５〜３０時間）を行っても良い。また、溶体化後に時効処理、最終圧延の順に行い、最終冷間圧延後に歪取り焼鈍を行っても良い。歪取り焼鈍は、通常Ａｒ等の不活性雰囲気中で２５０〜６００℃で５〜３００秒間行われる。さらに高強度化のために溶体化処理と時効処理との間に冷間圧延を行っても良い。チタン銅の製造工程において採用され、上記で例示されている通常の溶体化処理、時効処理及び最終冷間圧延の条件範囲内であれば、下記条件の熱間圧延及びその後の冷間圧延を経た材料は溶体化処理で表層及び中央部共に目的方位の結晶粒が再結晶し、時効処理及び最終冷間圧延後も結晶方位の構造は本質的には変化しない。
以下に本発明の合金条の製造方法中、肝要となる工程の製造条件について詳述する。
【００１９】
（Ａ）熱間圧延
インゴットを８００〜１，０００℃で１〜２０時間加熱し均質化焼鈍後、圧延を行う。圧延後、材料温度を６００から３００℃まで低下させる間の冷却速度は、好ましくは１０〜１００℃／分、更に好ましくは２０〜８０℃／分である。冷却速度が上記範囲外になると粒径１〜２μｍの介在物が５０〜２００個／ｍｍ2の範囲外になりやすい。即ち、冷却速度が速いと粒径１〜２μｍの介在物が５０個／ｍｍ2未満となり、次の冷間圧延工程で板厚方向に均一な歪を発生できず、遅いと粒径１〜２μｍの介在物が２００個／ｍｍ2を超え、同様に次の冷間圧延工程で板厚方向に均一な歪を発生できず、曲げ性が低下する。
【００２０】
（Ｂ）熱間圧延後の冷間圧延
熱間圧延後の冷間圧延の歪速度は、好ましくは１×１０-6〜１×１０-4／ｓ、更に好ましくは５×１０-5〜８．０×１０-5／ｓである。本発明では、「歪速度」は、圧延速度／ロール接触弧長として特定される。歪速度が１×１０-6／ｓ未満であると、得られる材料のＸ線強度比の極大値が表層では０．２以上であるが、中央部で０．２未満になる。反対に、１×１０-4／ｓを超えると得られる材料のＸ線強度比の極大値が中央部では０．２以上であるが、表層で０．２未満になるため好ましくない。
【実施例】
【００２１】
以下に本発明の実施例を比較例と共に示すが、これらの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。
【００２２】
発明例１〜２０及び比較例２１〜３１について高周波溶解炉にてアルゴン雰囲気下、内径１１０ｍｍ、深さ２３０ｍｍのアルミナ又はマグネシア製るつぼ中で電気銅２．５０Ｋｇを溶解した。表１の組成に従い銅以外の元素を添加し、溶湯温度を１，３００℃に調整した後、溶湯を鋳型（材質：鋳鉄）を使用して３０×６０×１２０ｍｍのインゴットに鋳造した。
そして、発明例１〜２０及び比較例２１〜３０については以下の工程で、銅合金条を作製した。
（工程１）９５０℃で３時間加熱した後、厚さ１０ｍｍまで熱間圧延し、材料温度が６００℃から３００℃へ低下するまでの冷却速度を表１記載のとおり変化させた。
（工程２）熱間圧延後の板表面の酸化スケールをグラインダーで研削、除去した。
（工程３）表１記載の歪速度で、板厚０．２００ｍｍまで冷間圧延した。歪速度は、圧延速度／ロール接触弧長より決定した。
（工程４）溶体化処理として、８００℃で１０秒間、大気中で加熱し、水中で急冷した。
（工程５）板厚０．１５０ｍｍまで最終冷間圧延を行った。
（工程６）時効処理として電気炉を用い４００℃で１５時間、Ａｒ雰囲気中で加熱した。
【００２３】
また、比較例３１では、以下の工程で銅合金条を作製した。
（工程１）９５０℃で３時間加熱した後、９５０℃から４００℃に材料温度を低下させながら厚さ１０ｍｍまで熱間圧延し、水冷した。材料温度が４００℃から３００℃へ低下するまでの冷却速度は表１記載のとおりであった。
（工程２）熱間圧延後の板表面の酸化スケールをグラインダーで研削、除去した。
（工程３）表１記載の歪速度で、板厚３ｍｍまで冷間圧延した。歪速度は、圧延速度／ロール接触弧長より決定した。
（工程４）中間焼鈍として電気炉を用い５５０℃で６時間、Ａｒ雰囲気中で加熱した。
（工程５）表１記載の歪速度で、板厚０．２００ｍｍまで冷間圧延した。歪速度は、当業者が通常採用する１．０×〜１０-4〜５．０×１０-7／ｓの範囲内で決定した。
（工程６）溶体化処理として、８００℃で１０秒間、大気中で加熱し、水中で急冷した。
（工程７）板厚０．１５０ｍｍまで最終冷間圧延を行った。
（工程８）時効処理として電気炉を用い４００℃で１５時間、Ａｒ雰囲気中で加熱した。
このようにして作製した試料について、以下の諸特性の評価を行った。
【００２４】
（１）介在物
熱間圧延後の試料において、圧延方向に平行で板厚方向に平行な断面の組織をエッチング（水−塩化第二鉄）により現出させ、ＦＥ−ＳＥＭ（日本ＦＥＩ社製、ＸＬ３０ＳＦＥＧ）を使用して７５０倍の倍率で１ｍｍ2の視野の２次電子像を観察した。その後、画像解析装置を使用して観察視野における介在物の粒径及び個数をそれぞれ求めた。更に、最終工程後の製品の介在物も測定したが、熱間圧延後の粒径１〜２μｍの介在物個数は最終工程後も大きく変化しなかったことが確認された。
【００２５】
（２）Ｘ線ランダム強度比の極大値
Ｘ線ディフラクトメーター（株式会社リガク製、ＲＩＮＴ２５００）により、Ｃｏ管球を使用し、管電圧は３０ｋＶ、管電流は１００ｍＡで各試料の｛２００｝正極点測定を行い、｛２００｝正極点図を作成した。前述した範囲内のＸ線強度を測定し、標準試料として同様に測定した銅粉末（関東化学株式会社製、商品名銅（粉末）２Ｎ５）のＸ線強度との比を算出し、その極大値を求めた。表層のＸ線ランダム強度比の極大値は圧延面を、中央部のＸ線ランダム強度比の極大値は塩化第二鉄溶液のスプレーエッチングで板厚中央部（板厚深さの１／２）を露出させた面をそれぞれ測定した。なお、圧延面の測定は、圧延面表面をリン酸６７％＋硫酸１０％＋水の溶液に１５Ｖ６０秒の条件で電解研磨により組織を現出させ，水洗乾燥させた後に行った。
【００２６】
（３）０．２％耐力及び導電率
０．２％耐力は引張試験機を用いてＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠して測定した。本発明で良好な強度とは、０．２％耐力が８００〜１１００ＭＰａであることをいう。
導電率はＪＩＳ  Ｈ  ０５０５に準拠して測定した。本発明で良好な導電率とは１０％ＩＡＣＳ以上をいう。
【００２７】
（４）曲げ性
曲げ性の評価として、深さ２５、５０、７５μｍのノッチング加工を実施した（図２Ａ参照）。その後、ＪＩＳ  Ｈ  ３１３０に準拠して、曲げ半径０ｍｍ、ＧｏｏｄＷａｙ方向に９０°Ｗ曲げ加工を行った（図２Ｂ参照）。なお、図２Ａでノッチを付けられた試料は、図２Ｂでは上下裏返して用いられている。曲げ加工された部分の圧延方向に平行で板厚方向に平行方向の断面（図２Ｃ参照）を機械研磨及びバフ研磨で鏡面に仕上げ、光学顕微鏡（倍率５０倍）で割れの有無を観察した。光学顕微鏡観察で割れが認められない場合を○、割れが認められた場合を×と評価した。
本発明で「曲げ加工性に優れた」とは、板厚０．１５０ｍｍの試料に上記評価を行った場合、深さ５０μｍのノッチング加工でも割れが認められないことをいう。
【００２８】
実施例を表１に示す。発明例１〜２０は本発明の規定範囲内であり、ノッチング加工後に曲げ加工を施しても割れは認められず、良好な曲げ加工性を示した。
比較例２１は、Ｔｉ濃度が低かったため、０．２％耐力が低かった。比較例２２は、Ｔｉ濃度が高かったため、熱間圧延時に割れが発生した。比較例２３はＴｉ以外の添加元素濃度が高かったため導電率が低く、電気・電子部品材料として不適当であった。
比較例２４は、熱間圧延の冷却速度が遅かったため介在物の個数が多かった例である。Ｘ線ランダム強度比の極大値が表層でも中央部でも０．２未満となり曲げ加工性が悪かった。反対に、比較例２５、２６及び３１は、熱間圧延後に水冷した従来技術例である。冷却速度が速かったため介在物の個数が５０個／ｍｍ2未満と少なくなってしまい、冷間圧延の歪速度が適切な範囲内である比較例２５及び２６であってもＸ線ランダム強度比の極大値が表層でも中央部でも０．２未満となり曲げ加工性は悪かった。
【００２９】
比較例２７及び２８は、熱間圧延後の冷間圧延の歪速度が速かった例である。中央部のＸ線ランダム強度比の極大値は０．２以上であるが、表層部は０．２未満となりノッチング加工深さ２５μｍ（板厚の１／６）であっても曲げ加工性は悪かった。反対に、比較例２９及び３０は、熱間圧延後の冷間圧延の歪速度が遅かった例である。表層部のＸ線ランダム強度比の極大値は０．２以上であるが、中央部は０．２未満となり、ノッチング加工深さ２５μｍでは割れは発生しなかったが、５０μｍ（板厚の１／３）以上で割れが発生し、その曲げ加工性は悪かった。従って、表層及び中央部のＸ線ランダム強度比の極大値をいずれも０．２以上とするには適切な歪み速度で冷間圧延する必要がある。
比較例３１では、９５０℃〜４００℃まで温度を下げながら熱間圧延を行った後、水冷し、その後、冷間圧延（工程３）と冷間圧延（工程５）の間に、中間焼鈍を５５０℃、６時間行うことにより特許文献２の要件を満たす試料を製造した。製造された試料の導電率は、中間焼鈍の前と後でそれぞれ８．５％、２５．６％（中間焼鈍後／中間焼鈍前＝１．５以上）、ビッカース硬さＨｖは、中間焼鈍の前と後でそれぞれ３０６、２２４（中間焼鈍後／中間焼鈍前＝０．８以下）であった。また、試料表層のＸ線回折強度は下記の通りである。Ｉ｛２００｝／Ｉ0｛２００｝＝１．０、Ｉ｛２２０｝／Ｉ0｛２２０｝＝４．２。
一般的に、介在物は３００℃〜６００℃の温度範囲において、結晶粒界および転位線上に生成しやすい。そのため、熱間圧延は高温域で終了し、材料温度が６００℃となる時までにある程度材料中に歪みを導入することが必要である。しかし、比較例３１では、９５０℃〜４００℃まで温度を下げて熱間圧延を実施した。熱間圧延後の冷却開始温度が低かったため、また、冷却速度が速かったため介在物の個数が５０個／ｍｍ2未満であった。表層のＸ線ランダム強度比の極大値は０．２以上であるため特許文献２の目的を達成できるレベルであったが、中央部のＸ線ランダム強度比の極大値が０．２未満であるため、ノッチング加工深さ５０μｍ以上で割れが発生し、本発明の目的とするノッチング加工後の曲げ加工性は悪かった。
【００３０】
【表１】
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【符号の説明】
【００３１】
２：試料
【図１】
2013147687.tif 000003
【図２Ａ】
2013147687.tif 000004
【図２Ｂ】
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【図２Ｃ】
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