(57)【要約】【課題】せん断加工性に優れたＣｕ−Ｚｒ系合金からなる銅合金板およびこの銅合金板の製造方法を提供する。【解決手段】Ｚｒを０．０１ｍａｓｓ％以上０．１１ｍａｓｓ％以下、Ｂを０．００１ｍａｓｓ％以上０．０１ｍａｓｓ％未満、含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなる組成の銅合金からなり、前記銅合金の組織中に、円相当径が０．１μｍ以上３．０μｍ以下のＺｒ−Ｂ化合物粒子が１５０個／ｍｍ２以上１５００個／ｍｍ２未満の個数密度で分散している。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｚｒを０．０１ｍａｓｓ％以上０．１１ｍａｓｓ％以下、Ｂを０．００１ｍａｓｓ％以上０．０１ｍａｓｓ％未満、含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなる組成の銅合金からなり、
前記銅合金の組織中に、円相当径が０．１μｍ以上３．０μｍ以下のＺｒ−Ｂ化合物粒子が１５０個／ｍｍ２以上１５００個／ｍｍ２未満の個数密度で分散していることを特徴とする銅合金板。
【請求項２】
前記不可避的不純物のうち、Ｏの含有量が０．０００５ｍａｓｓ％以下、Ｓの含有量が０．０００５ｍａｓｓ％以下とされていることを特徴とする請求項１に記載の銅合金板。
【請求項３】
引張強さが４５０ＭＰａ以上であり、応力緩和率が１５０℃１０００時間保持後で１５％以下であり、Ｗ曲げ冶具の半径をＲとし、前記銅合金板の厚みをｔとしたとき、曲げ加工性Ｒ／ｔが、１．０以下であることを特徴とする請求項１又は請求項２に記載の銅合金板。
【請求項４】
請求項１から請求項３のいずれか一項に記載の銅合金板の製造方法であって、
溶解鋳造工程と、均質化熱処理工程と、熱間圧延工程と、冷間圧延工程と、時効熱処理工程と、を含み、
前記溶解鋳造工程において、凝固速度が０．５℃／ｓｅｃ以上１０℃／ｓｅｃ未満の範囲内とされていることを特徴とする銅合金板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、コネクタや、その他の端子、あるいは電磁リレーの可動導電片、バスバーなどの電子・電気機器用部品の素材として使用される銅合金板、及び、銅合金板の製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
従来、電子機器や電気機器等の小型化及び軽量化にともない、これら電子機器や電気機器等に使用されるコネクタ等の端子、リレー、バスバー等の電子・電気機器用部品の小型化および薄肉化が図られている。このため、電子・電気機器用部品を構成する材料として、強度、導電率に優れた銅合金が要求されている。また、電気自動車やハイブリッド車等の車載用の電子・電気機器用部品においては、高温及び振動環境下で使用されることから、これらの環境下においても特性が劣化しないことが求められる。
【０００３】
ここで、特に高い導電率が要求される用途の場合には、ＣＤＡ合金Ｎｏ．１５１００（Ｃｕ−Ｚｒ系合金）が用いられている。また、特許文献１には、上述のＣｕ−Ｚｒ系合金をベースとしてさらに特性を向上させた銅合金が提案されている。この特許文献１においては、時効工程で微細なＺｒ−Ｂ化合物を析出させることで、強度と伸びのバランスに優れた銅合金を提供している。
これらのＣｕ−Ｚｒ系合金は、析出硬化型の銅合金であり、高い導電率を維持したまま耐力が向上されており、さらに耐熱性にも優れている。
【０００４】
ところで、コネクタ等の端子、リレー、リードフレーム、バスバー等の電子・電気機器用部品は、例えば銅合金の板材に対してプレス打ち抜きを行い、さらに必要に応じて曲げ加工等が施されて製造されている。このため、上述の銅合金には、プレス打ち抜き等において、プレス金型の摩耗やバリの発生を抑制できるように、良好なせん断加工性も求められている。
【０００５】
ここで、上述のＣｕ−Ｚｒ系合金は、高い導電率を確保するために純銅に近い組成を有しており、延性が高く、せん断加工性が良好ではなかった。詳述すると、プレス打ち抜きを行った際に、バリが発生し、寸法精度良く打ち抜きを行うことができないといった問題があった。さらに、金型が摩耗しやすいといった問題や、打ち抜き屑が多く発生するといった問題もあった。
【０００６】
そこで、特許文献２には、Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系合金において、Ｍｇ，Ｓｉ，Ｃｒ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ａｌを添加し、これらの酸化物を分散配置することで、せん断加工性を向上させる技術が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特許第４５５０１４８号公報
【特許文献２】特開２００６−２０００１４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
特許文献２のように、酸化物を分散させた場合には、合金元素であるＺｒも酸化してしまい、特性を確保できなくなるおそれがあった。また、酸化物のサイズや密度を制御することは困難であり、せん断加工性を十分に向上させることができなかった。
【０００９】
本発明は、以上のような事情を背景としてなされたものであって、せん断加工性に優れ、かつ、強度及び耐応力緩和特性に優れたＣｕ−Ｚｒ系合金からなる銅合金板およびその銅合金板の製造方法を提供することを目的としている。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
この課題を解決するために、本発明者らは鋭意研究を行った結果、Ｃｕ−Ｚｒ系合金に少量のＢを添加し、鋳造時にＺｒ−Ｂ化合物粒子を晶出させることで、せん断加工性を大幅に向上させることが可能であるとの知見を得た。
【００１１】
本発明は、かかる知見に基づいてなされたものであって、本発明の銅合金板は、Ｚｒを０．０１ｍａｓｓ％以上０．１１ｍａｓｓ％以下、Ｂを０．００１ｍａｓｓ％以上０．０１ｍａｓｓ％未満、含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなる組成の銅合金からなり、円相当径が０．１μｍ以上３．０μｍ以下のＺｒ−Ｂ化合物粒子が１５０個／ｍｍ２以上１５００個／ｍｍ２未満の個数密度で分散していることを特徴としている。
【００１２】
上述の構成の銅合金板によれば、円相当径が０．１μｍ以上３．０μｍ以下のＺｒ−Ｂ化合物粒子が１５０個／ｍｍ２以上１５００個／ｍｍ２未満の個数密度で分散しているので、せん断加工時にこれらのＺｒ−Ｂ化合物粒子が破壊の起点となり、せん断加工性を大幅に向上させることができる。
また、Ｚｒを０．０１ｍａｓｓ％以上０．１１ｍａｓｓ％以下、Ｂを０．００１ｍａｓｓ％以上０．０１ｍａｓｓ％未満含有しているので、上述のＺｒ−Ｂ化合物粒子を晶出させることができる。また、微細なＣｕ−Ｚｒ粒子を析出させて、強度及び耐応力緩和特性を高く維持することができる。
【００１３】
ここで、本発明の銅合金板においては、前記不可避的不純物のうち、Ｏの含有量が０．０００５ｍａｓｓ％以下、Ｓの含有量が０．０００５ｍａｓｓ％以下とされていることが好ましい。
この場合、Ｏ及びＳの含有量がそれぞれ０．０００５ｍａｓｓ％以下に制限されているので、Ｚｒが酸化物や硫化物となって消費されてしまうことを抑制でき、強度及び耐応力緩和特性が低下することを抑制できる。
【００１４】
また、本発明の銅合金板においては、引張強さが４５０ＭＰａ以上、かつ、耐応力緩和特性が１５％以下であることが好ましい。
更に、Ｗ曲げ冶具の半径をＲとし、前記銅合金板の厚みをｔとしたとき、曲げ加工性Ｒ／ｔが、１．０以下であることが好ましい。
この場合、強度及び耐応力緩和特性に優れており、高温環境下で使用されるコネクタ端子等の素材として特に適している。また、曲げ加工性に優れているので、銅合金板に対して厳しい曲げ加工を行うことができ、複雑な形状のコネクタ等の電子・電気機器部品を成形することが可能となる。
【００１５】
本発明の銅合金板の製造方法は、上述の銅合金板の製造方法であって、溶解鋳造工程と、均質化熱処理工程と、熱間圧延工程と、冷間圧延工程と、時効熱処理工程と、を含み、  前記溶解鋳造工程において、凝固速度が０．５℃／ｓｅｃ以上１０℃／ｓｅｃ未満の範囲内とされていることを特徴としている。
【００１６】
この構成の銅合金板の製造方法によれば、溶解鋳造工程において、凝固速度が０．５℃／ｓｅｃ以上１０℃／ｓｅｃ未満の範囲内とされているので、円相当径が０．１μｍ以上３．０μｍ以下のＺｒ−Ｂ化合物粒子を晶出させることが可能となる。
【発明の効果】
【００１７】
本発明によれば、せん断加工性に優れ、強度及び耐応力緩和特性に優れたＣｕ−Ｚｒ系合金からなる銅合金板およびその銅合金板の製造方法を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１８】
【図１】本発明の一実施形態である銅合金板の製造方法を示すフローチャートである。
【図２】Ｃｕ−Ｚｒ二元状態図の一部拡大図である。
【図３】実施例においてせん断加工性を評価する破断面割合の説明図である。
【図４】本発明例１の銅合金板において観察されたＺｒ−Ｂ化合物粒子のＳＥＭ写真である。
【発明を実施するための形態】
【００１９】
以下に、本発明の一実施形態である銅合金板及びその銅合金板の製造方法について、添付した図を参照して説明する。
本実施形態である銅合金板は、Ｚｒを０．０１ｍａｓｓ％以上０．１１ｍａｓｓ％以下、Ｂを０．００１ｍａｓｓ％以上０．０１ｍａｓｓ％未満、含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなる組成を有している。
なお、本実施形態においては、不可避的不純物の中でも、Ｏの含有量が０．０００５ｍａｓｓ％以下、Ｓの含有量が０．０００５ｍａｓｓ％以下にそれぞれ制限されている。
【００２０】
そして、本実施形態である銅合金板においては、銅合金の組織中に、円相当径が０．１μｍ以上３．０μｍ以下のＺｒ−Ｂ化合物粒子が１５０個／ｍｍ２以上１５００個／ｍｍ２未満の個数密度で分散している。このＺｒ−Ｂ化合物粒子がせん断加工時に破壊の起点となることから、せん断加工性が向上されることになる。
また、本実施形態である銅合金板においては、引張強さが４５０ＭＰａ以上とされ、応力緩和率が１５０℃の１０００時間保持後で１５％以下とされ、Ｗ曲げ冶具の半径をＲとし、前記銅合金板の厚みをｔとしたとき、曲げ加工性Ｒ／ｔが１．０以下とされている。
【００２１】
ここで、上述のように成分組成、組織等を規定した理由について以下に説明する。
【００２２】
（Ｚｒ）  
Ｃｕ中にＺｒを固溶させた後に、時効熱処理を行って微細なＣｕ−Ｚｒ粒子を析出させることにより、強度及び耐応力緩和特性を向上させることが可能となる。また、鋳造時に上述のＺｒ−Ｂ化合物粒子を晶出させることにより、せん断加工性を向上させることが可能となる。
ここで、Ｚｒの含有量が０．０１ｍａｓｓ％未満の場合には、その作用効果を十分に奏功せしめることができないおそれがある。一方、Ｚｒの含有量が０．１１ｍａｓｓ％を超える場合には、溶解鋳造時に粗大な酸化物等が生成し、曲げ加工性等を低下させるおそれがある。
以上のことから、本実施形態では、Ｚｒの含有量を０．０１ｍａｓｓ％以上０．１１ｍａｓｓ％以下の範囲内に設定している。
なお、微細なＣｕ−Ｚｒ粒子を確実に析出させて強度及び耐応力緩和特性を向上させるとともに、Ｚｒ−Ｂ化合物粒子を晶出させてせん断加工性を確実に向上させるためには、Ｚｒの含有量を０．０２ｍａｓｓ％以上とすることが好ましく、０．０３ｍａｓｓ％以上とすることがさらに好ましい。また、粗大な酸化物の形成を確実に抑制するためには、Ｚｒの含有量を０．１ｍａｓｓ％以下とすることが好ましく、０．０８ｍａｓｓ％以下とすることがさらに好ましい。
【００２３】
（Ｂ）  
Ｂは、鋳造時にＺｒと反応して上述のＺｒ−Ｂ化合物を形成し、せん断加工性を向上させる作用効果を有する元素である。
ここで、Ｂの含有量が０．００１ｍａｓｓ％未満の場合には、上述のＺｒ−Ｂ化合物粒子の個数密度が１５０個／ｍｍ２未満となり、せん断加工性を向上させることができなくなるおそれがある。一方、Ｂの含有量が０．０１ｍａｓｓ％以上の場合には、上述のＺｒ−Ｂ化合物粒子の個数密度が１５００個／ｍｍ２を超えてしまい、曲げ加工性が低下するおそれがある。また、Ｂとの反応によってＺｒが消費され、強度及び耐応力緩和特性が低下するおそれがある。
以上のことから、本実施形態では、Ｂの含有量を０．００１ｍａｓｓ％以上０．０１ｍａｓｓ％未満の範囲内に設定している。
なお、Ｚｒ−Ｂ化合物粒子を分散させてせん断加工性を確実に向上させるためには、Ｂの含有量を０．００２ｍａｓｓ％以上とすることが好ましく、０．００３ｍａｓｓ％以上とすることがさらに好ましい。また、曲げ加工性、強度及び耐応力緩和特性の低下を確実に抑制するためには、Ｂの含有量を０．００７ｍａｓｓ％以下とすることが好ましく、０．００５ｍａｓｓ％以下とすることがさらに好ましい。
【００２４】
（Ｏ，Ｓ）
Ｏ及びＳは、Ｚｒと反応して酸化物及び硫化物を形成し、Ｚｒを消費することから、Ｏの含有量及びＳの含有量がそれぞれ０．０００５ｍａｓｓ％を超える場合には、微細なＣｕ−Ｚｒ粒子を十分に析出させることができなくなり、強度及び耐応力緩和特性が低下してしまうおそれがある。
このため、本実施形態においては、不可避的不純物であるＯ及びＳの含有量をそれぞれ０．０００５ｍａｓｓ％以下に制限している。
なお、Ｚｒの消費を確実に抑制し、曲げ加工性、強度及び耐応力緩和特性を向上させるためには、Ｏの含有量を０．０００３ｍａｓｓ％以下とすることが好ましく、０．０００２ｍａｓｓ％以下とすることがさらに好ましい。また、Ｓの含有量を０．０００３ｍａｓｓ％以下とすることが好ましく、０．０００２ｍａｓｓ％以下とすることがさらに好ましい。
【００２５】
（不可避的不純物）
なお、上述した元素以外の不可避的不純物としては、例えばＰｂ，Ｂｉ，Ｍｇ，Ｓｎ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ａｌ，Ａｇ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓｒ，Ｂａ，Ｓｃ，Ｙ，希土類元素，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｒｅ，Ｒｕ，Ｏｓ，Ｓｅ，Ｔｅ，Ｒｈ，Ｉｒ，Ｐｄ，Ｐｔ，Ａｕ，Ｚｎ，Ｃｄ，Ｇａ，Ｉｎ，Ｌｉ，Ｓｉ，Ｇｅ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｔｉ，Ｔｌ，Ｃ，Ｎｉ，Ｂｅ，Ｎ，Ｈ，Ｈｇ等が挙げられる。これらの不可避的不純物は、総量で０．１ｍａｓｓ％以下であることが望ましい。不可避的不純物は、導電率が高くなるため、総量で０．０５ｍａｓｓ％以下がより望ましい。
【００２６】
（Ｚｒ−Ｂ化合物粒子）
銅合金組織中に円相当径が０．１μｍ以上３．０μｍ以下のＺｒ−Ｂ化合物粒子が１５０個／ｍｍ２以上１５００個／ｍｍ２未満の個数密度で分散することにより、せん断加工時にこのＺｒ−Ｂ化合物粒子が破壊の起点となり、せん断加工性が大幅に向上することになる。
ここで、円相当径が０．１μｍ未満のＺｒ−Ｂ化合物粒子は、せん断加工時に破壊の起点とならず、せん断加工性の向上に寄与しない。また、円相当径が３．０μｍを超えるＺｒ−Ｂ化合物粒子は、曲げ加工性を低下させるおそれがあるため、好ましくない。
このため、本実施形態においては、円相当径を０．１μｍ以上３．０μｍ以下の範囲内のＺｒ−Ｂ化合物粒子の個数分布を規定している。
【００２７】
そして、上述のＺｒ−Ｂ化合物粒子の個数密度が１５０個／ｍｍ２未満の場合、Ｚｒ−Ｂ化合物粒子が少ないため、せん断加工時に破壊されやすい領域と破壊されにくい領域とが存在し、２次破断面が形成されやすくなる。また、上述のＺｒ−Ｂ化合物粒子の個数密度が１５００個／ｍｍ２以上の場合、Ｚｒ−Ｂ化合物粒子が多すぎて、曲げ加工性を低下させるおそれがある。また、Ｚｒが消費されてしまい、微細なＣｕ−Ｚｒ粒子を十分に析出させることができず、強度及び耐応力緩和特性を向上させることができないおそれがある。
このため、本実施形態においては、円相当径が０．１μｍ以上３．０μｍ以下のＺｒ−Ｂ化合物粒子の個数密度を１５０個／ｍｍ２以上１５００個／ｍｍ２未満の範囲内に設定している。
なお、２次破断面の形成を確実に抑制し、せん断加工性を向上させるためには、上述のＺｒ−Ｂ化合物粒子の個数密度を２００個／ｍｍ２以上とすることが好ましく、３００個／ｍｍ２以上とすることがさらに好ましい。また、曲げ加工性、強度及び耐応力緩和特性を向上させるためには、上述のＺｒ−Ｂ化合物粒子の個数密度を１２００個／ｍｍ２以下とすることが好ましく、１０００個／ｍｍ２以下とすることがさらに好ましい。
【００２８】
次に、このような構成とされた本実施形態である銅合金板の製造方法について、図１に示すフロー図を参照して説明する。
【００２９】
（溶解・鋳造工程Ｓ０１）
まず、銅原料を溶解して得られた銅溶湯に、Ｚｒ、Ｂを添加して成分調整を行い、銅合金溶湯を溶製する。なお、Ｚｒ、Ｂの添加には、Ｚｒ単体およびＢ単体やＣｕ−Ｚｒ母合金およびＣｕ−Ｂ母合金等を用いることができる。また、ＺｒおよびＢを含む原料を銅原料とともに溶解してもよい。また、本合金のリサイクル材およびスクラップ材を用いてもよい。
【００３０】
銅溶湯は、純度が９９．９９ｍａｓｓ％以上とされたいわゆる４ＮＣｕとすることが好ましい。また、銅合金溶湯の溶製時には、ＺｒおよびＢの酸化等を抑制するために、真空炉、あるいは、不活性ガス雰囲気または還元性雰囲気とされた雰囲気炉を用いることが好ましい。
【００３１】
そして、成分調整された銅合金溶湯を鋳型に注入して鋳塊を製出する。なお、量産を考慮した場合には、連続鋳造法または半連続鋳造法を用いることが好ましい。
ここで、本実施形態においては、凝固速度が０．５℃／ｓｅｃ以上１０℃／ｓｅｃ未満の範囲内に設定されている。ここで、凝固速度とは、液相線温度と固相線温度の差を、液相線温度から固相線温度となるまでに要する時間で割ったものである。
この凝固過程において、円相当径が０．１μｍ以上３．０μｍ以下のＺｒ−Ｂ化合物粒子が晶出することになる。
【００３２】
Ｚｒ−Ｂ化合物粒子は、凝固の過程において、溶質濃度が高くなったデンドライトアームの間に晶出する。デンドライトアームの間隔は、凝固速度に依存し、凝固速度が遅いほど、間隔が大きくなり、晶出するＺｒ−Ｂ化合物粒子のサイズも大きくなる。
ここで、凝固速度が０．５℃／ｓｅｃ未満の場合には、円相当径が３．０μｍを超えるＺｒ−Ｂ化合物粒子が多く生成されてしまうおそれがある。一方、凝固速度が１０℃／ｓｅｃ以上の場合には、円相当径が０．１μｍ未満のＺｒ−Ｂ化合物粒子が多く生成されてしまうおそれがある。
【００３３】
このため、本実施形態では、凝固速度を０．５℃／ｓｅｃ以上１０℃／ｓｅｃ未満の範囲内に設定している。
なお、さらに確実に円相当径が０．１μｍ以上３．０μｍ以下のＺｒ−Ｂ化合物粒子を晶出させるためには、凝固速度を１℃／ｍｉｎ以上とすることが好ましく、凝固速度を８℃／ｍｉｎ以下とすることが好ましい。
【００３４】
（均質化熱処理工程Ｓ０２）
次に、得られた鋳塊のＺｒ濃度偏析を解消するために均質化熱処理を行う。
鋳塊を９５０℃以上１０３０℃未満の温度にまで加熱する熱処理を行うことで、鋳塊内において、Ｚｒを均質に拡散させるとともに、Ｚｒを母相中に固溶させる。この均質化熱処理工程Ｓ０２は、非酸化性雰囲気または還元性雰囲気中で実施することが好ましい。なお、熱処理温度での保持時間は５ｍｉｎ以上、６００ｍｉｎ以下の範囲内とすることが好ましい。
なお、この均質化熱処理工程Ｓ０２においては、上述の溶解鋳造工程Ｓ０１で形成されたＺｒ−Ｂ化合物粒子は、固溶や拡散しないことから、円相当径等はそのまま維持されることになる。
【００３５】
なお、さらに確実にＺｒの偏析を解消するためには、均質化熱処理工程Ｓ０２における熱処理温度を９６０℃以上とすることが好ましく、均質化熱処理工程Ｓ０２における熱処理温度を１０２５℃以下とすることが好ましい。
【００３６】
（熱間圧延工程Ｓ０３）
次に、粗加工の効率化と組織の均一化のために熱間圧延を実施する。熱間圧延工程Ｓ０３における加工率は特に限定しないが、３０％以上とすることが好ましく、５０％以上とすることがさらに好ましい。
また、熱間圧延終了温度は、（銅合金板を構成する銅合金の固溶度線温度−１００）℃以上とすることが好ましい。
さらに、熱間圧延終了温度から４００℃までの冷却速度は３０℃／ｓｅｃ以上にすることが好ましい。
【００３７】
なお、本実施形態では、上述の固溶度線温度は、図２に示すＣｕ−Ｚｒ二元系状態図の固溶度線Ｓを近似した下記の近似式によって算出した。
Ｙ＝−５９９０×Ｘ２＋２５７０×Ｘ＋６９０
ただし、Ｘ：Ｚｒ濃度（ｍａｓｓ％）、Ｙ：固溶度線温度（℃）
【００３８】
ここで、熱間圧延終了温度が（前記銅合金の固溶度線温度−１００）℃よりも低い場合、あるいは、前記熱間圧延終了温度から４００℃までの冷却速度が３０℃／ｓｅｃ未満の場合には、Ｚｒの固溶が不十分となるおそれがある。
このため、熱間圧延終了温度を、（銅合金板を構成する銅合金の固溶度線温度−１００）℃以上とし、熱間圧延終了温度から４００℃までの冷却速度を３０℃／ｓｅｃ以上とすることが好ましい。
なお、Ｚｒを確実に固溶させた状態とするためには、熱間圧延終了温度を（前記銅合金の固溶度線温度−７５）℃以上とすることがさらに好ましく、熱間圧延終了温度から３００℃までの冷却速度を３０℃／ｓｅｃ以上とすることがさらに好ましい。
【００３９】
（冷間圧延工程Ｓ０４）
次に、冷間圧延を行う。この冷間圧延工程Ｓ０４における温度条件は特に限定はないが、−２００℃から２００℃の範囲内とすることが好ましい。また、加工率は、最終形状に近似するように適宜選択されることになるが、３０％以上とすることが好ましく、５０％以上とすることがさらに好ましい。
なお、この冷間圧延工程Ｓ０４の途中で、後述する中間熱処理工程Ｓ０５を適宜実施してもよい。
【００４０】
（中間熱処理工程Ｓ０５）
この中間熱処理工程Ｓ０５における熱処理方法は特に限定はないが、好ましくは５００℃以上１０５０℃以下の条件で、非酸化雰囲気または還元性雰囲気中で熱処理を行うことが好ましい。
【００４１】
（時効熱処理工程Ｓ０６）
冷間圧延工程Ｓ０４によって得られた冷間圧延材に対して、時効熱処理を実施する。この時効熱処理工程Ｓ０６により、微細なＣｕ−Ｚｒ粒子が析出し、強度及び導電率が向上することになる。
ここで、熱処理温度は特に限定しないが、最適なサイズのＣｕ−Ｚｒ粒子を均一に分散析出させるために、２５０℃以上６００℃以下の範囲内とすることが好ましい。また、熱処理温度での保持時間は特に限定しないが、３０ｍｉｎ以上９００ｍｉｎ以下の範囲内とすることが好ましい。
【００４２】
（調質圧延工程Ｓ０７）
さらなる強度の向上を図る場合には、時効熱処理工程Ｓ０６の後に、調質圧延を行ってもよい。なお、この調質圧延工程Ｓ０７における圧延率は、５％以上とすることが好ましい。
【００４３】
（歪取り焼鈍工程Ｓ０８）
時効熱処理工程Ｓ０６又は調質圧延工程Ｓ０７の後に、歪取り焼鈍を行う。この歪取り焼鈍工程Ｓ０６により、残留応力が低下することになり、打ち抜きした後の寸法精度が向上することになる。なお、歪取り焼鈍工程Ｓ０８の条件は、温度２５０〜７５０℃、保持時間０．１〜３０ｍｉｎとすることが好ましい。
【００４４】
以上のようにして、円相当径が０．１μｍ以上３．０μｍ以下のＺｒ−Ｂ化合物粒子が分散するとともに、微細なＣｕ−Ｚｒ粒子が析出した本実施形態である銅合金板が製造されることになる。
また、本実施形態である銅合金板においては、引張強さが４５０ＭＰａ以上とされ、応力緩和率が１５０℃の１０００時間保持後で１５％以下とされ、Ｗ曲げ冶具の半径をＲとし、前記銅合金板の厚みをｔとしたとき、曲げ加工性Ｒ／ｔが１．０以下とされている。
【００４５】
以上のような構成とされた本実施形態である銅合金板によれば、円相当径が０．１μｍ以上３．０μｍ以下のＺｒ−Ｂ化合物粒子が１５０個／ｍｍ２以上１５００個／ｍｍ２未満の個数密度で分散しているので、せん断加工時にこれらのＺｒ−Ｂ化合物粒子が破壊の起点となり、せん断加工性を大幅に向上させることができる。
また、Ｚｒを０．０１ｍａｓｓ％以上０．１１ｍａｓｓ％以下、Ｂを０．００１ｍａｓｓ％以上０．０１ｍａｓｓ％未満含有しているので、上述のＺｒ−Ｂ化合物粒子のサイズ及び個数密度を確保することができる。
【００４６】
さらに、本実施形態においては、不可避的不純物であるＯ及びＳの含有量がそれぞれ０．０００５ｍａｓｓ％以下に制限されているので、Ｚｒが酸化物や硫化物となって消費されてしまうことを抑制でき、強度及び耐応力緩和特性が低下することを抑制できる。
すなわち、本実施形態では、不可避的不純物の中でも、特に特性に影響を与えるＯ，Ｓ，の含有量を規制することにより、銅合金板の特性の向上を図っているのである。
【００４７】
そして、本実施形態である銅合金板においては、引張強さが４５０ＭＰａ以上とされ、応力緩和率が１５０℃の１０００時間保持後で１５％以下とされ、Ｗ曲げ冶具の半径をＲとし、前記銅合金板の厚みをｔとしたとき、曲げ加工性Ｒ／ｔが１．０以下とされているので、強度、耐応力緩和特性、曲げ加工性に優れており、高温環境下で使用されるコネクタ端子等の素材として特に適している。
【００４８】
また、本実施形態である銅合金板の製造方法によれば、溶解鋳造工程Ｓ０１において、凝固速度が０．５℃／ｓｅｃ以上１０℃／ｓｅｃ未満の範囲内とされているので、鋳造時において円相当径が０．１μｍ以上３．０μｍ以下のＺｒ−Ｂ化合物粒子を晶出させることが可能となる。
【００４９】
以上、本発明の実施形態である銅合金板について説明したが、本発明はこれに限定されることはなく、その発明の技術的思想を逸脱しない範囲で適宜変更可能である。
【実施例】
【００５０】
以下に、本発明の効果を確認すべく行った確認実験の結果について説明する。
純度９９．９９ｍａｓｓ％以上の無酸素銅（ＡＳＴＭ  Ｂ１５２  Ｃ１０１００）からなる銅原料を準備し、これを高純度グラファイト坩堝内に装入して、Ａｒガス雰囲気とされた雰囲気炉内において高周波溶解した。得られた銅溶湯内にＺｒ、Ｂ、及び、Ｏ、Ｓを添加した。なお、これらの元素はＣｕの母合金を用いて添加した。
【００５１】
成分調整した銅合金溶湯を、表２に示す鋳型に注湯して鋳塊を製出した。このとき、鋳型内の銅合金溶湯の温度を熱電対で測定し、凝固速度を測定した。
なお、鋳塊の大きさは、厚さ約２０ｍｍ×幅約２０ｍｍ×長さ約１５０ｍｍとし、熱電対を差し込んだ部分を切断除去し、厚さ約２０ｍｍ×幅約２０ｍｍ×長さ約１００ｍとした。
なお、鋳塊の一部を研磨、フラットミリング後にＥＰＭＡにより観察したところ、Ｚｒが偏析したデンドライトアーム部に、Ｚｒ−Ｂ化合物が存在することを確認した。このことより、Ｚｒ−Ｂ化合物は、晶出物であると推察される。
【００５２】
上述のサイズに切断した鋳塊に対して、Ａｒガス雰囲気中において、均質化と溶体化のために表２に記載の温度条件で４時間の加熱を行う均質化熱処理を実施した。
その後、表２に記載の条件で熱間圧延を実施し、水冷又は空冷を行った。この熱間圧延の際に、最終パス後の材料温度、冷却後の材料温度を測定し、熱間圧延後の冷却速度を算出した。
【００５３】
熱間圧延終了後、加工率約９４％で冷間圧延を実施し、厚さ０．６ｍｍ×幅約２０ｍｍの冷間圧延材を得た。
この冷間圧延材に対して、３７５℃で４時間保持後に水焼入れすることにより、時効熱処理を行った。
さらに、時効熱処理後には、５００℃で３０秒保持後に水焼入れすることにより、歪取り焼鈍を行い、特性評価用条材を作製した。
【００５４】
この特性評価用条材を用いて、以下の項目について評価を行った。
【００５５】
（組成分析）
Ｚｒ、Ｂ については、ＩＣＰ−質量分析法によって分析した。また、Ｏ，Ｓは、ガス分析を行った。評価結果を表１に示す。
【００５６】
（Ｚｒ−Ｂ化合物観察）
電解放出型電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ）を用いて、Ｚｒ−Ｂ化合物粒子の観察を行った。特性評価用条材の観察面をフラットミリングした後、１００μｍ×１００μｍの視野で１０ヶ所観察した。その中に含まれるＺｒ−Ｂ化合物粒子の円相当径及び個数を測定した。Ｚｒ−Ｂ化合物粒子の円相当径は、観察面に露出しているＺｒ−Ｂ化合物粒子の面積から求めた。評価結果を表３に示す。また、本発明例１のＺｒ−Ｂ化合物粒子の観察結果を図４に示す。
【００５７】
（せん断加工性）
特性評価用条材から金型で角孔（８ｍｍ×８ｍｍ）を多数打ち抜いて、図３に示される破断面割合（打ち抜きされた部分の板厚に対する破断面の割合）及び２次せん断面の有無により評価を行った。評価結果を表３に示す。
【００５８】
打ち抜きの切口面においては、破断面とせん断面とが存在しており、せん断面の割合が少なく破断面の割合が多いほど、せん断加工性に優れることになる。なお、破断面の割合が３０％以上、好ましくは３５％以上のものが、せん断加工性に優れているものとした。
２次せん断面は、打ち抜きの際に発生したクラックが貫通しなかった場合に発生するものである。２次せん断面の発生により、金型が摩耗したり、後工程で２次せん断面部分が脱落することで金属粉が発生したりするおそれがある。なお、金属粉は、設備周辺の汚染及び材料表面欠陥の原因となることから、極力発生を抑えることが好ましい。よって、２次せん断面が無いものがせん断加工性に優れることになる。
【００５９】
（引張強度）
ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準じ、特性評価用条材から１３号Ｂ試験片を採取し、引張強度を測定した。なお、試験片は、引張方向が圧延方向と平行となるように採取した。評価結果を表３に示す。
【００６０】
（曲げ加工性）
特性評価用条材から、試験片の長さ方向が圧延方向に直交するように幅１０ｍｍ、長さ３５ｍｍの試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４８に準拠して、９０°Ｗ曲げ試験を行った。Ｗ曲げ治具は、曲げ部の先端曲率半径Ｒが０から１．８ｍｍまでを０．１ｍｍ刻みで用意し、それぞれの治具を用い、特性評価用条材のＷ曲げを行った。その後、曲げ加工部を光学顕微鏡で観察し、割れの有無を確認した。観察により、割れが発生しない先端曲率半径Ｒの最小値を求め、その値を板厚ｔで割り、Ｒ／ｔを算出した。Ｒ／ｔは１．０以下を曲げ加工性に優れるものとして判定した。評価結果を表３に示す。
【００６１】
（耐応力緩和特性）
日本伸銅協会技術標準（ＪＣＢＡ）Ｔ３０９（２００４）に準じ、片持ち梁法により、耐力の８０％を初期応力として負荷し、１５０℃で１０００時間保持後の残留永久歪みから応力緩和率を求めた。なお、試験片は、長手方向が圧延方向に平行になるように採取した。応力緩和率が１５％以下のものを耐応力緩和特性に優れるものとして判定した。評価結果を表３に示す。
【００６２】
【表１】
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【００６３】
【表２】
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【００６４】
【表３】
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【００６５】
Ｂを添加していない比較例１においては、Ｚｒ−Ｂ化合物粒子は観察されず、せん断加工性評価において、破断面比率が２０％と低かった。
Ｚｒの含有量が本発明の範囲よりも多い比較例２においては、円相当径が０．１μｍ以上３．０μｍ以下のＺｒ−Ｂ化合物粒子が少なく、せん断加工性評価において、破断面比率が２８％と低く、２次せん断面が観察された。また、円相当径が３μｍを超えるＺｒ−Ｂ化合物粒子が多く観察された。
Ｚｒの含有量が本発明の範囲よりも少ない比較例３においては、円相当径が０．１μｍ以上３．０μｍ以下のＺｒ−Ｂ化合物粒子が少なく、せん断加工性評価において、破断面比率が２５％と低く、２次せん断面が観察された。また、応力緩和率が大きく、耐応力緩和特性が不十分であった。また、引張強度が低かった。
【００６６】
Ｂの含有量が本発明の範囲よりも多い比較例４においては、応力緩和率が大きく、耐応力緩和特性が不十分であった。また、引張強度が低かった。
Ｂの含有量が本発明の範囲よりも少ない比較例５においては、円相当径が０．１μｍ以上３．０μｍ以下のＺｒ−Ｂ化合物粒子が少なく、せん断加工性評価において、破断面比率が２７％と低く、２次せん断面が観察された。
【００６７】
これに対して、本発明例１−１３においては、円相当径が０．１μｍ以上３．０μｍ以下のＺｒ−Ｂ化合物粒子が１５０個／ｍｍ２以上１５００個／ｍｍ２未満の個数密度で分散しており、せん断加工性に優れていた。また、引張強度、耐応力緩和特性、曲げ加工性にも優れていた。
なお、図４（ａ）、（ｂ）に示すように、本発明例１においては、銅母相中１１に、円相当径が０．１μｍ以上３．０μｍ以下のＺｒ−Ｂ化合物粒子１２が分散していることが観察される。
【００６８】
以上のことから、本発明例によれば、せん断加工性に優れたＣｕ−Ｚｒ系合金からなる銅合金板およびこの銅合金板の製造方法を提供することができることが確認された。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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