JP2008038231A - 曲げ加工性に優れた高強度銅合金板材およびその製造法 - Google Patents

Abstract

【課題】Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金において、強度とノッチング後の曲げ加工性を高レベルに両立した銅合金板材を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｎｉ：０.７〜２.５％、Ｓｉ：０.２〜０.７％、Ｓｎ：０.１〜１.２％を含有し、必要に応じてさらにＺｎ：２.０％以下、あるいはさらにＭｇ：０.３％以下を含み、残部実質的にＣｕの組成を有し、下記（１）式を満たす結晶配向を有する銅合金板材が提供される。上記組成において、さらにＣｏ、Ｃｒ、Ｂ、Ｐ、Ｆｅ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｎの１種以上を合計３％以下の範囲で含有させることができる。
０.１≦Ｉ｛４２０｝／Ｉ｛２２０｝≦０.５ ……（１）
ここで、Ｉ｛４２０｝およびＩ｛２２０｝はそれぞれ当該板材の板面における｛４２０｝結晶面および｛２２０｝結晶面のＸ線回折強度である。
【選択図】なし

Description

本発明は、コネクター、リードフレーム、リレー、スイッチなどの電気・電子部品に適した銅合金材料であって、特に高強度および高導電性を維持しながら、曲げ加工性に優れた銅合金板材に関する。

電気・電子部品を構成するコネクター、リードフレーム、リレー、スイッチなどの通電部品に使用される材料には、通電によるジュール熱の発生を抑制するために良好な「導電性」が要求されるとともに、電気・電子機器の組立時や作動時に付与される応力に耐え得る高い「強度」が要求される。また、電気・電子部品は一般に曲げ加工により成形されることから優れた「曲げ加工性」も要求される。

「曲げ加工性」に対する要求は曲げ部に割れが生じないだけではなく、曲げ加工品の形状・寸法精度を確保できることも重要である。曲げ加工において多かれ少なかれ現れる面倒な問題としてスプリングバックが挙げられる。スプリングバックは、材料を加工後に金型から取り出したときに弾性的な変形の回復が起こり、金型の中で加工されていたときの形状とは一致しなくなる現象である。

近年、電気・電子部品は高集積化、小型化および軽量化が進む傾向にあり、それに伴って素材である銅および銅合金には薄肉化の要求が高まっている。そのため、素材に要求される強度レベルは一層厳しいものとなっている。このような状況下では部品の形状・寸法精度の向上が極めて重要であり、スプリングバックの問題が顕在化しやすい。

スプリングバックを軽減するためには、一般に素材の品種に応じて金型の設計・調整を行うことが有効である。しかし、素材の品種ごとに適正な金型を準備することはコスト的に不利である。

一方、近年、曲げ加工品の形状・寸法精度を向上させるために、素材の曲げ加工を施す部位にノッチを付ける加工（ノッチング）を施し、その後、そのノッチに沿って曲げ加工を行う加工法（以下「ノッチング後曲げ加工法」という）が採用されている。この加工法は、曲げ部の位置精度の向上とともに、スプリングバックの軽減に極めて有効である。

電気・電子部品に適した銅合金材料として、近年、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金（いわゆるコルソン合金）が注目されている。一般に銅合金において「強度」と「導電性」、あるいは特に「強度」と「曲げ加工性」の間にはトレードオフの関係があり、これらを同時に満足させることは難しいとされる。そのような中で、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金は「強度」と「導電性」の特性バランスに比較的優れている。例えば、溶体化処理、冷間圧延、時効処理、仕上げ冷間圧延、低温焼鈍を基本とする工程により、比較的高い導電率（３０〜５０％ＩＡＣＳ）を維持しながら、強度を顕著に向上させることができる。ただし、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金の曲げ加工性は必ずしも良好であるとは限らず、この点を改善するために析出物や結晶粒形態を制御する手法が種々提案されている。また、結晶方位（集合組織）を制御することも提案されている（特許文献１〜５）。

特開２０００−８０４２８号公報 特開２００６−９１０８号公報 特開２００６−９１３７号公報 特開２００６−１６６２９号公報 特開２００６−１５２３９２号公報

上記のように、銅合金板材において「ノッチング後曲げ加工法」を採用することは、曲げ加工時の位置精度の向上およびスプリングバック軽減による寸法精度の向上に効果的であり、これはＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金においても有効である。しかしながら、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金は、特に更なる高強度化を図ろうとした場合、「ノッチング後曲げ加工法」によって曲げ部に割れを生じやすいという欠点を有する。特許文献１〜５のように集合組織を制御して曲げ加工性の改善を図ったＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金であっても、「ノッチング後曲げ加工法」による割れ発生を防止することまでは考慮されておらず、ノッチング後の曲げ加工性は十分に改善されていない。例えば特許文献５には、９５％以上の圧延率で冷間圧延した後、溶体化処理を施し、その後、冷間圧延と時効処理を施す工程が開示されており、それによって７００ＭＰａ以上の引張強さを有するものにおいて曲げ加工性の改善が図られている。しかし、単にこのような工程を採用しても、通常の曲げ加工性の改善に加え、さらにノッチング後の曲げ加工性まで改善することは困難である（後述の表２、比較例２３参照）。

このように、強度と導電性のバランスに比較的優れるＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金において、更なる高強度化を図りながら部品の形状・寸法精度向上のための「ノッチング後曲げ加工法」を適用した際の割れ発生を防止する技術は未だ確立されていない。
本発明は、この合金系において、特に強度とノッチング後の曲げ加工性を高レベルに両立した銅合金板材を提供することを目的とする。

発明者らは詳細な検討の結果、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金は一般に冷間圧延によって｛２２０｝結晶面を主方位成分とする圧延集合組織が発達するが、予め｛４２０｝結晶面を主方位成分の１つとする再結晶集合組織を得ておくと、冷間圧延によって｛２２０｝を主方位成分とする集合組織を発達させたとき、｛４２０｝を主方位成分とする結晶粒が特定の割合で残存するような圧延集合組織が得られ、これによって高強度化とノッチング後の曲げ加工性顕著が同時に達成できることを見出した。

すなわち本発明では、質量％で、Ｎｉ：０.７〜２.５％、Ｓｉ：０.２〜０.７％、Ｓｎ：０.１〜１.２％を含有し、必要に応じてさらにＺｎ：２.０％以下、あるいはさらにＭｇ：０.３％以下を含み、残部実質的にＣｕの組成を有し、下記（１）式を満たす結晶配向を有する銅合金板材が提供される。上記組成において、さらにＣｏ、Ｃｒ、Ｂ、Ｐ、Ｆｅ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｎの１種以上を合計３％以下の範囲で含有させることができる。
０.１≦Ｉ｛４２０｝／Ｉ｛２２０｝≦０.５ ……（１）
ここで、Ｉ｛４２０｝およびＩ｛２２０｝はそれぞれ当該板材の板面における｛４２０｝結晶面および｛２２０｝結晶面のＸ線回折強度である。「板面」は板の厚さ方向に垂直な表面（圧延面）である。

「残部実質的にＣｕ」とは、本発明の効果を阻害しない範囲で上記以外の元素の混入が許容されることを意味し、「残部がＣｕおよび不可避的不純物」である場合が含まれる。

この銅合金板材は、例えば、板面において圧延方向に対し平行方向をＬＤ、直角方向をＴＤと呼ぶとき、当該板材から長手方向がＬＤになるように採取された短冊形試料の片面に、図１に示す断面形状のノッチ形成治具を用いて、深さが板厚の１／８〜１／２、方向がＴＤのノッチを試料幅いっぱいに形成したノッチ付き曲げ試験片について、下記のノッチ曲げ試験を実施したとき、当該試験片表面に割れが認められない曲げ加工性を有する。

〔ノッチ曲げ試験〕
ＪＩＳ Ｈ３１１０に規定される９０°Ｗ曲げ試験において下型の中央突起部先端のＲを０ｍｍとした治具を用意し、前記ノッチ付き曲げ試験片を、ノッチ形成面が下向きになり、前記下型の中央突起部先端がノッチ部分に合致するようにセットして９０°Ｗ曲げ試験を行う。

また、異方性の小さい銅合金板材として、長手方向がＴＤになるように採取された短冊形試料を用いて上記のノッチ曲げ試験を実施したときにも、当該試験片表面に割れが認められない曲げ加工性を有するものが特に好ましい対象となる。
これらは、時効処理を経た組織を有し、引張強さが６５０ＭＰａ以上あるいはさらに７００ＭＰａ以上を呈するものである。

図２にはノッチング方法を模式的に示してある。
図３にはノッチ付き曲げ試験片（曲げ試験前）についてノッチ形成部分の長手方向に垂直な断面形状を模式的に示してある。板厚をｔ（ｍｍ）、ノッチ深さをδ（ｍｍ）とするとき、δ／ｔが１／８（すなわち０.１２５）以上、１／２（すなわち０.５）以下になるようにノッチが形成されている。この範囲のノッチが形成されたノッチ付き曲げ試験片を用いて９０°曲げ試験に供したとき、試験片に割れが生じなければ、部品加工に際し「ノッチング後曲げ加工法」を適用した際に優れた割れ防止効果が得られる。

この銅合金板材の製造法として、上記のように組成調整された銅合金材料に対し、圧延率８５％以上の冷間圧延、加熱温度７００〜８００℃未満の溶体化処理、圧延率０〜５０％の中間冷間圧延、材温４００〜５００℃の時効処理、下記（２）式を満たす圧延率での仕上げ冷間圧延を順次施す工程を有する銅合金板材の製造法が提供される。仕上げ冷間圧延後に、さらに１５０〜５５０℃の加熱処理を施す工程を採用することが好ましい。
１０≦ε₂≦（６５−ε₁）／（１００−ε₁）×１００ ……（２）
ここで、ε₁は中間冷間圧延率（％）、ε₂は仕上げ冷間圧延率（％）である。
圧延率ε（％）は、圧延前の板厚をｔ₀、圧延後の板厚をｔ₁とすると、下記（３）式で表される。
ε＝（ｔ₀−ｔ₁）／ｔ₀×１００ ……（３）
なお、上記の「圧延率０％」は、当該中間冷間圧延を行わない場合を意味する。

本発明によれば、コネクター、リードフレーム、リレー、スイッチなどの電気・電子部品に必要な基本特性を具備するＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金の板材において、引張強さ６５０ＭＰａ以上あるいはさらに７００ＭＰａ以上の高強度と、「ノッチング後曲げ加工法」を適用した際の割れ発生が顕著に防止できる優れた曲げ加工性を有するものが提供された。このような高強度レベルにおいて引張強さと曲げ加工性が安定して顕著に向上することは、従来のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金製造技術では困難であった。本発明は、今後ますます進展が予想される電気・電子部品の小型化、薄肉化のニーズに対応し得るものである。

Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金の場合、板表面（圧延面）からのＸ線回折パターンは一般に｛１１１｝、｛２００｝、｛２２０｝、｛３１１｝の４つの結晶面の回折ピークで構成される。冷間圧延率の増大に伴い｛２２０｝面のＸ線回折強度が相対的に増大し、｛２００｝面と｛３１１｝面の回折強度が減少する。｛１１１｝面の回折強度は通常、若干増加する傾向にある。他の結晶面からのＸ線回折強度はこれらの結晶面からのものに比べ非常に小さい。特に、通常の組成を有するＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金を通常の製造工程に供して板材を得た場合、その板材では｛４２０｝面のＸ線回折強度は無視される程度に弱くなる。

本発明では、前記（１）式を満たすように｛４２０｝面を主方位成分の１つとする圧延集合組織を実現させ、これによってノッチング後の曲げ加工性を顕著に改善させる。その曲げ加工性向上のメカニズムについては必ずしも明確ではないが、以下のようなことが考えられる。すなわち、板材の曲げ加工において、割れが発生する場合、曲げ加工部の外側の表層部が特に硬化し、表面割れはほとんど例外なく曲げ加工部の外側の板表面から約４５°の方向に沿って発生する。もし、ｆｃｃタイプである銅合金のすべり面｛１１１｝が板表面に対し約４５°（あるいは１３５°）方向に配向していれば、上記の割れは大幅に軽減されると考えられる。｛４２０｝面を板面に平行に持つ結晶粒では、４つの｛１１１｝面のうち２つが板面から約３９°の角度をもって存在している。つまり、その結晶粒は板面に対し４５°に近い角度で存在する複数のすべり面を有していることになる。前記（１）式を満たす圧延集合組織は｛４２０｝面を板面に平行にもつ結晶粒が存在する集合組織である。したがって、（１）式を満たす圧延集合組織を得ることにより、ノッチング後の曲げ加工において板面から４５°方向のすべりが生じやすくなり、割れ発生が顕著に抑止できるものと考えられる。

このような圧延集合組織を得るためには、まず再結晶の段階で｛４２０｝を主方位の１つとする再結晶集合組織を得ておく。そのためには、特定の組成範囲に調整された合金を用いて、８５％以上の大きい圧延率で冷間圧延した後に溶体化処理することが肝要である。その後、冷間圧延を行うと次第に｛２２０｝を主方位成分とする圧延集合組織が発達していく。このとき、上記２種類の集合組織の中間的な結晶配向にコントロールすることによって上記（１）式を満たすようになり、高強度化とノッチング後の優れた曲げ加工性が一挙に達成される。その結晶配向のコントロールは、組成の調整と、前記（２）式を満たすような仕上げ冷間圧延によって可能となる。
以下、本発明を特定するための事項について説明する。

〔合金組成〕
本発明ではＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金を採用する。Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉの３元系基本成分にＳｎ、Ｚｎ、Ｍｇ、その他の合金元素を添加した銅合金も、本明細書では包括的にＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金と称している。

ＮｉおよびＳｉは、析出物を形成し、強度上昇および導電性・熱伝導度向上に寄与する。Ｎｉ含有量が０.７質量％未満またはＳｉ含有量が０.２質量％未満では、上記効果を有効に引き出すことが難しい。Ｎｉ含有量は１.２質量％以上を確保することがより好ましく、１.５質量％以上とすることが一層好ましい。またＳｉ含有量は０.３質量％以上を確保することがより好ましく、０.３５質量％以上とすることが一層好ましい。一方、Ｎｉ含有量が高すぎる場合やＳｉ含有量が高すぎる場合は粗大な析出物が生成しやすく、かつノッチングでの加工硬化が大きくなるので、ノッチング後の曲げ加工性がＬＤとＴＤともに低下しやすい。また、溶体化処理において後述する｛４２０｝を主方位成分とする再結晶集合組織を発達させることが難しくなり、最終的に曲げ加工性の優れたた板材を得ることが困難になる。このためＮｉ含有量の上限は２.５質量％に制限され、２.２質量％以下、あるいはさらに２.０質量％未満とする規制を設けてもよい。またＳｉ含有量の上限は０.７質量％に制限され、０.６質量％以下とすることがより好ましく、０.５質量％未満とすることが一層好ましい。

ＮｉとＳｉによって形成されるＮｉ−Ｓｉ系析出物はＮｉ₂Ｓｉを主体とする金属間化合物であると考えられる。ただし、合金中のＮｉおよびＳｉは時効処理によってすべ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、若干の強度上昇をもたらすものの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。このためＮｉとＳｉの含有量の比はできるだけ析出物Ｎｉ₂Ｓｉの組成比に近づけることが望ましい。したがって本発明では質量％で表したＮｉ／Ｓｉ比を３.５〜６.０の範囲に調整することが望ましく、３.５〜５.０とすることが一層好ましい。

Ｓｎは、固溶強化作用を有する。本発明ではこの固溶強化作用を析出強化および加工硬化と組み合わせることによって利用する。その作用を十分に発揮させるには、０.１質量％以上のＳｎ含有量を確保する必要がある。ただし、Ｓｎ含有量が１.２質量％を超えると導電率が著しく低下してしまう。このため、Ｓｎ含有量は０.１〜１.２質量％とする。特に０.２〜０.７質量％の範囲に調整することが一層好ましい。

Ｚｎは、はんだ付け性および強度を向上させる他、鋳造性を改善する効果もある。また、Ｚｎの添加には安価な黄銅スクラップが使用できるメリットがある。ただし、２.０質量％を超えると導電性や耐応力腐食割れ性の低下が問題になりやすい。このため、Ｚｎを添加する場合は２.０質量％以下の範囲で行う。上記の効果を十分に得るには０.１質量％以上のＺｎ含有量を確保することが望ましく、特に０.３〜１.０質量％の範囲に調整することが一層好ましい。

Ｍｇは、Ｎｉ−Ｓｉ系析出物の粗大化を防止する作用を有する。また、耐応力緩和性を向上させる作用も有する。これらの作用を十分に発揮させるには０.０１質量％以上のＭｇ含有量を確保することが望ましい。ただし、Ｍｇ含有量が０.３質量％を超えると鋳造性、熱間加工性が著しく低下し、問題となりやすい。このため、Ｍｇを添加する場合は０.３質量％以下の範囲で行う。

その他の元素として、必要に応じてＣｏ、Ｃｒ、Ｂ、Ｐ、Ｆｅ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｎ等を含有させることができる。例えば、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｂ、Ｐ、Ｆｅ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｎは合金強度をさらに高め、かつ応力緩和を小さくする作用を有する。Ｃｏ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｎは不可避的不純物として存在するＳ、Ｐｂなどと高融点化合物を形成しやすく、また、Ｂ、Ｐ、Ｚｒ、Ｔｉは鋳造組織の微細化効果を有し、熱間加工性の改善に寄与しうる。

Ｃｏ、Ｃｒ、Ｂ、Ｐ、Ｆｅ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｎの１種または２種以上を含有させる場合は、各元素の作用を十分に得るためにこれらの総量が０.０１質量％以上となるように含有させることが望ましい。ただし、総量が３質量％を超えると多量に含有すると、熱間または冷間加工性に悪い影響を与え、かつコストにも不利になる。したがって、その総量は３質量％以下の範囲とすることが望ましく、２質量％以下の範囲がより好ましく、１質量％以下の範囲がより一層好ましく、０.５質量％以下の範囲がさらに一層好ましい。

〔結晶方位〕
Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金は、後述する溶体化処理で得られるような｛４２０｝を主方位成分とする集合組織が強いほど、曲げ加工性がよくなる。ただし、高強度化を図るためには、仕上げ冷間圧延が不可欠である。冷間圧延率の増大にともない、｛２２０｝を主方位成分とする圧延集合組織が発達していく。そして、両者の中間的な組織状態を実現し、それによって「強度」と「ノッチング後の曲げ加工性」を高いレベルで維持することが可能である。しかもノッチング後の曲げ加工性は、曲げ軸がＴＤ、ＬＤいずれの方向についても同時に顕著な改善が実現される。つまり、異方性の小さいものが得られる。これは、｛４２０｝が板面に平行な結晶粒は、板面に対し４５°に近い角度で存在する複数のすべり面を有していること（前述）に起因して生じる効果であると推察される。

発明者らは種々検討の結果、その中間的な組織状態は、下記（１）式によって表すことができることを見出した。
０.１≦Ｉ｛４２０｝／Ｉ｛２２０｝≦０.５ ……（１）
ここで、Ｉ｛４２０｝およびＩ｛２２０｝はそれぞれ当該板材の板面における｛４２０｝結晶面および｛２２０｝結晶面のＸ線回折強度である。
Ｉ｛４２０｝／Ｉ｛２２０｝が大きすぎる場合は｛４２０｝を主方位成分とする再結晶集合組織の持つ性質が相対的に優勢であり、加工硬化不足により十分な強度が得られにくい。Ｉ｛４２０｝／Ｉ｛２２０｝が小さすぎる場合は｛２２０｝を主方位成分とする圧延晶集合組織の持つ性質が相対的に優勢であり、従来材のように強度が高く、曲げ加工性、特にノッチング後の曲げ加工性が悪くなる。

上記（１）式に替えて下記（１）’式を満たすことが一層好ましい。
０.２≦Ｉ｛４２０｝／Ｉ｛２２０｝≦０.４ ……（１）’

〔特性〕
電気・電子部品の更なる小型化、薄肉化に対応するには、素材である銅合金板材の引張強さは６５０ＭＰａ以上であることが好ましく、７００ＭＰａ以上であることが一層好ましい。時効硬化を利用して高強度化するため、この材料は時効処理された金属組織を有している。ノッチングを施さない場合の通常の曲げ加工性はＬＤ、ＴＤいずれにおいても９０°Ｗ曲げ試験における最小曲げ半径Ｒと板厚ｔの比Ｒ／ｔが１.０以下であることが好ましく、０.５以下であることが一層好ましい。ノッチング後の曲げ加工性は少なくとも曲げ軸がＴＤとなる９０°Ｗ曲げ試験において曲げ半径Ｒ＝０ｍｍで割れがないこと必要であるが、後述の製造工程に従えば、曲げ軸がＬＤとなる同様の９０°Ｗ曲げ試験でも割れが生じない異方性の小さいものが得られる。

〔製造工程〕
以上のような本発明の銅合金板材は、コストアップをもたらす特別な製造工程を必要とすることなく、例えば以下のような一般な製造工程により作ることができる。
「溶解・鋳造→熱間圧延→冷間圧延→溶体化処理→中間冷間圧延→時効処理→仕上げ冷間圧延→加熱処理」
ただし、後述のように製造条件のコントロールが必要である。なお、上記工程中には記載していないが、熱間圧延後には必要に応じて面削が行われ、熱処理後には必要に応じて酸洗、研磨、あるいはさらに脱脂が行われる。以下、各工程について説明する。

〔溶解・鋳造〕
一般的な銅合金の溶製方法に従うことができる。連続鋳造、半連続鋳造等により鋳片を製造すればよい。

〔熱間圧延〕
鋳片を熱間加工することで鋳造過程で生じる晶出相を消失させると同時に、再結晶によって鋳造組織を破壊し再結晶粒組織の均一化を図る。この熱間圧延は析出物の固溶温度域で行うことが望ましい。熱間圧延終了後は直ちに水冷等により急冷することが望ましい。６５０℃未満の温度域ではＮｉとＳｉの粗大な化合物の生成により熱間割れが生じやすくなるので９５０〜６５０℃の範囲で熱間圧延を行い、最終パス終了後に水冷することが好ましい。熱間圧延率は概ね６５〜９０％とすればよい。熱間加工後は必要に応じて面削や酸洗を行うことができる。

〔冷間圧延〕
溶体化処理前に行う冷間圧延では圧延率を８５％以上とすることが重要であり、９０％以上とすることがより好ましい。このような高い圧延率で加工された材料に対し、次工程で溶体化処理を施すことにより、｛４２０｝を主方位成分とする再結晶集合組織を得ることができる。この冷間圧延率が低すぎると上記再結晶集合組織の形成が不十分となり、本発明の目的を達成することが難しくなる。すなわち、再結晶集合組織は再結晶前の冷間圧延率に依存する。具体的には、｛４２０｝の方位関係を持つ結晶配向は、冷間圧延率が６０％以下の領域ではほとんど生成せず、約６０〜８０％の領域では冷間圧延率の増加に伴って漸増し、冷間圧延率が約８０％を超えると急激な増加に転じる。上記方位関係が十分に優勢な結晶配向を得るには８５％以上の冷間圧延率を確保する必要があり、更に９０％以上は望ましい。なお、冷間圧延率の上限はミルパワー等により必然的に制約を受けるので、特に規定する必要はないが、概ね９８％以下で良好な結果を得やすい。
熱間圧延後、溶体化処理前に、中間焼鈍を挟んで複数回の冷間圧延を実施する場合は、溶体化処理前に行われる最後の中間焼鈍の後に実施される冷間圧延での冷間圧延率を上記のように調整する。

〔溶体化処理〕
ここでの溶体化処理は、「溶質元素のマトリックス中への再固溶」および「再結晶化」という２つの目的を兼ねる熱処理である。８５％以上の高い圧延率で加工された材料を対象とすることにより、溶体化処理後には｛４２０｝を優先方位とする再結晶集合組織が得られると同時に、｛２２０｝方位の生成が抑制される。この溶体化処理は、再結晶粒径が１５〜６０μｍとなるように温度・時間を調整して行うことが望ましく、２０〜４０μｍとなるように調整することが一層好ましい。再結晶粒径が微細になりすぎると再結晶集合組織が弱くなることにより、仕上げ圧延時時に圧延集合組織が優勢となりやすく、曲げ加工性の改善が難しくなる。ただし、溶体化処理温度を過度に高めないことが重要である。具体的には、７００〜８００℃未満、好ましくは７００〜７８０℃の炉温で１０ｓｅｃ〜１０ｍｉｎの加熱条件が採用できる。溶体化処理温度が高すぎると｛２００｝方位が優勢となり｛４２０｝を優先方位とする再結晶集合組織が得られにくい場合がある。また、結晶粒径が粗大化しやすく、曲げ加工性の低下を招きやすい。一方、温度が低すぎると再結晶が不完全で溶質元素の固溶も不十分となり、最終的に曲げ加工性の優れた高強度材を得ることは困難となる。本発明ではＮｉおよびＳｉの含有量上限を上記のように厳しく規制しているので、８００℃未満あるいは７８０℃以下といった低めの溶体化処理温度でＮｉ₂Ｓｉ相を十分に消失させることができる。

〔中間冷間圧延〕
続いて、０〜５０％の圧延率で冷間圧延を行う。この段階での冷間圧延は次工程の時効処理中の析出を促進する効果があり、必要な特性（導電率、硬さ）を引き出すための時効時間を短くすることができる。この冷間圧延によって、｛２２０｝を主方位成分とする集合組織が発達していくが、５０％以下の冷間圧延率の範囲では、まだ十分に｛４２０｝面を板面に平行にもつ結晶粒も残存する。特に、この冷間圧延での圧延率は、時効処理後に行う後述の仕上げ冷間圧での圧延率とうまく組合せることにより、最終的な高強度化とノッチング後の曲げ加工性改善に寄与する。この段階の冷間圧延は圧延率５０％以下で行う必要があり、０〜３５％とすることがより好ましい。圧延率が高過ぎると続く時効処理で析出が不均一に発生して過時効になりやすく、また前記（１）式を満たすような理想的な結晶配向が得られにくくなる。
圧延率がゼロである場合は、溶体化処理後に中間の冷間圧延を行わず、直接時効処理に供することを意味する。本発明の銅合金板材は、生産性を向上するために、この段階での冷間圧延工程を省略してもよい。

〔時効処理〕
続いて、時効処理を施す。時効処理では、当該合金の導電性と強度の向上に有効な条件の中で、あまり温度を上げすぎないようにする。時効処理温度が高くなりすぎると溶体化処理によって発達させた｛４２０｝を優先方位とする結晶配向が弱められ、結果的に十分な曲げ加工性改善効果が得られない場合がある。具体的には材温が４００〜５００℃となる温度で行うことが望ましく、４２０〜４８０℃の範囲が一層好ましい。時効処理時間は概ね１〜１０ｈ程度で良好な結果が得られる。

〔仕上げ冷間圧延〕
この仕上げ冷間圧延では、強度レベルの向上を図るとともに、｛２２０｝を主方位成分とする圧延集合組織を発達させていく。仕上げ冷間圧延の圧延率が低すぎると強度上昇効果が十分に得られない。逆に圧延率が高すぎると｛２２０｝方位の圧延集合組織が相対的に優勢となりすぎ、強度とノッチング後の曲げ加工性が高レベルで両立された中間的な結晶配向が実現できない。

仕上げ圧延率は１０％以上とすることが必要である。ただし、仕上げ冷間圧延率の上限については、時効処理前に行った中間冷間圧延の寄与分を考慮しなければならない。発明者らの詳細な研究の結果、その上限は上記の中間冷間圧延率との合計で溶体化処理から最終工程まで板厚の減少率が６５％を超えないように設定する必要があることがわかった。すなわち、下記（２）式を満たすように仕上げ冷間圧延を行う。
１０≦ε₂≦（６５−ε₁）／（１００−ε₁）×１００ ……（２）
ここで、ε₁は中間冷間圧延率（％）、ε₂は仕上げ冷間圧延率（％）である。
最終的な板厚としては概ね０.０５〜１.０ｍｍが適用され、０.０８〜０.５ｍｍとすることが一層好ましい。

〔加熱処理（低温焼鈍）〕
仕上げ冷間圧延後には、板条材の残留応力の低減、ばね限界値と耐応力緩和特性向上を目的として、低温焼鈍を施すことができる。加熱温度は１５０〜５５０℃となるように設定することが望ましい。これにより板材内部の残留応力が低減され、強度低下をほとんど伴わずに曲げ加工性と破断伸びを上昇させることができる。また、導電率を上昇させる効果もある。この加熱温度が高すぎると短時間で軟化し、バッチ式でも連続式でも特性のバラツキが生じやすくなる。逆に加熱温度が低すぎると上記特性の改善効果が十分に得られない。加熱時間は５ｓｅｃ以上確保することが望ましく、通常１ｈ以内の範囲で良好な結果が得られる。

表１に示す銅合金を溶製し、縦型連続鋳造機を用いて鋳造した。得られた鋳片を９５０℃に加熱し、９５０〜６５０℃の温度範囲で熱間圧延を行うことにより厚さ１０ｍｍの板にし、その後急冷（水冷）した。熱間圧延後、表層の酸化層を機械研磨により除去（面削）した。次いで、種々の圧延率で冷間圧延を行った後、溶体化処理に供した。溶体化処理では圧延板表面における平均結晶粒径（ＪＩＳ Ｈ０５０１の線分法）が２５μｍ超え〜４０μｍとなるように保持温度を合金組成に応じて７００〜７８０℃の範囲内で調整した。保持時間は１０ｓｅｃ〜１０ｍｉｍの範囲とした。続いて、上記溶体化処理後の板材に対して、一部のものを除き中間冷間圧延を施し、次いで時効処理を施した。時効処理温度は材温４５０℃とし、時効時間は合金組成に応じて４５０℃の時効で硬さがピークになる時間に調整した。このような合金組成に応じて最適な溶体化処理条件や時効処理時間は予備実験により把握してある。次いで、種々の圧延率で仕上げ冷間圧延を行い、その後、４００℃の炉中に５ｍｉｎ装入する加熱処理（低温焼鈍）を施すことによって供試材を得た。なお、必要に応じて途中で面削を行い、供試材の板厚は０.２ｍｍに揃えた。

各供試材から試料を採取し、Ｘ線回折強度、導電率、引張強さ、破断伸び、曲げ加工性、ノッチング後の曲げ加工性を以下の方法で調べた。

〔Ｘ線回折強度〕
供試材の表面（圧延面）を＃１５００耐水ペーパー研磨仕上げとした試料を準備し、Ｘ線回折装置（ＸＲＤ）を用いて、Ｍｏ−Ｋα線、管電圧２０ｋＶ、管電流２ｍＡの条件で、前記試料の板面（圧延面）について｛２２０｝面および｛４２０｝面の反射回折面強度を測定し、前記（１）式中に示されるＸ線回折強度比を求めた。

〔導電率〕
ＪＩＳ Ｈ０５０５に従って各供試材の導電率を測定した。
〔引張強さ、破断伸び〕
各供試材からＬＤの引張試験片（ＪＩＳ ５号）を採取し、各方向ｎ＝３でＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠した引張試験行い、ｎ＝３の平均値によって引張強さと破断伸びを求めた。

〔通常の曲げ加工性〕
各供試材から長手方向がＬＤおよびＴＤの曲げ試験片（幅１０ｍｍ）を採取し、ＪＩＳ Ｈ３１１０に準拠した９０°Ｗ曲げ試験を行った。試験後の試験片について曲げ加工部の表面および断面を光学顕微鏡にて１００倍の倍率で観察することにより、割れが発生しない最小曲げ半径Ｒを求め、これを供試材の板厚ｔで除することによりＬＤ、ＴＤそれぞれのＲ／ｔ値を求めた。各供試材のＬＤ、ＴＤともｎ＝３で実施し、ｎ＝３のうち最も悪い結果となった試験片の成績を採用してＲ／ｔ値を表示した。

〔ノッチング後の曲げ加工性〕
各供試材から長手方向がＬＤおよびＴＤの短冊形試料（幅１０ｍｍ）を採取し、図１に示す断面形状のノッチ形成治具（凸部先端のフラット面の幅０.１ｍｍ、両側面角度４５°）を用いて、１５ｋＮの荷重を付与することにより試料幅いっぱいにノッチを形成した（図２参照）。ノッチの方向（すなわち溝に対して平行な方向）は、試料の長手方向に対して直角方向である。このようにして準備したノッチ付き曲げ試験片のノッチ深さを実測したところ、板厚の１／４程度であった。

これらのノッチ付き曲げ試験片について、ＪＩＳ Ｈ３１１０に準拠した９０°Ｗ曲げ試験により「ノッチ曲げ試験」を実施した。このとき、下型の中央突起部先端のＲを０ｍｍとした治具を用い、前記ノッチ付き曲げ試験片を、ノッチ形成面が下向きになり、前記下型の中央突起部先端がノッチ部分に合致するようにセットして９０°Ｗ曲げ試験を行った。
試験後の試験片について曲げ加工部の表面および断面を光学顕微鏡にて１００倍の倍率で観察することにより、割れの有無を判断し、割れが認められないものを「〇」、割れが認められたものを「×」と表示した。なお、曲げ加工部で破断したものは「破」と表示した。各供試材のＬＤ、ＴＤともｎ＝３で実施し、ｎ＝３のうち最も悪い結果となった試験片の成績を採用して「○」、「×」、「破」の評価を行った。
製造条件と、これらの結果を表２に示す。なお、表２中、通常の曲げ加工性およびノッチング後の曲げ加工性の欄において、ＬＤおよびＴＤは曲げ試験片の長手方向を意味する。

表２から判るように、本発明例のものはいずれもＸ線回折強度比が（１）式を満たす結晶配向を有し、引張強さが７００ＭＰａ以上という高強度を呈するとともに、Ｒ／ｔ値がＬＤ、ＴＤとも０.５以下という優れた曲げ加工性を有する。さらに、ノッチング後の曲げ加工性について、９０°Ｗ曲げ試験Ｒ／ｔ＝０での厳しい曲げを行ったにもかかわらず、割れが生じなかった。

これに対し、比較例Ｎｏ.２１はＮｉとＳｉの含有量が低すぎたことにより、析出物の生成が少なく、強度レベルが低かった。Ｎｏ.２２はＮｉとＳｉの含有量が高すぎたことにより、製造条件が適正であっても｛４２０｝を主方位成分とする結晶粒の相対量が不十分となり、引張強さは高いものの、通常の曲げ加工性およびノッチング後の曲げ加工性が非常に悪かった。Ｎｏ.２３はＮｏ.２２と同一組成のものについて、曲げ加工性の向上を図るべく仕上げ冷間圧延を省略した例である。この場合、Ｎｏ.２２に比べ通常の曲げ加工性は改善されたが、｛４２０｝を主方位成分とする結晶粒の相対量が不十分となったことにより（１）式を満たす結晶配向が得られず、ノッチング後の曲げ加工性は改善されなかった。

比較例Ｎｏ.２４と２５は溶体化処理前の冷間圧延率が低すぎたことにより溶体化処理で｛４２０｝を主方位成分とする再結晶集合組織が十分に発達せず、最終的に（１）式を満たす結晶配向が得られなかった。仕上げ圧延率を調整しても、引張強さとノッチング後の曲げ加工性両立できなかった例である。比較例Ｎｏ.２６は仕上げ圧延率が低すぎたことにより強度レベルが低かった。比較例Ｎｏ.２７は仕上げ圧延率が（２）式の上限値を超えたことにより（１）式を満たす結晶配向が得られず、引張強さが高いものの、通常の曲げ加工性およびノッチング後の曲げ加工性に劣った。Ｎｏ.２８は溶体化処理と時効処理の間の中間冷間圧延率が高すぎたことにより、仕上げ圧延率を低くしても（１）式を満たす結晶配向が得られず、結局、過時効の発生により析出物が粗大化し、引張強さ、通常の曲げ加工性、およびノッチング後の曲げ加工性に劣った。

ノッチ形成治具の断面形状を示した図。 ノッチングの方法を模式的に示した図。 ノッチ付き曲げ試験片のノッチ形成部付近の断面形状を模式的に示した図。

Claims (9)

1. 質量％で、Ｎｉ：０.７〜２.５％、Ｓｉ：０.２〜０.７％、Ｓｎ：０.１〜１.２％、残部実質的にＣｕの組成を有し、下記（１）式を満たす結晶配向を有する銅合金板材。
   ０.１≦Ｉ｛４２０｝／Ｉ｛２２０｝≦０.５ ……（１）
   ここで、Ｉ｛４２０｝およびＩ｛２２０｝はそれぞれ当該板材の板面における｛４２０｝結晶面および｛２２０｝結晶面のＸ線回折強度である。
2. 板面において圧延方向に対し平行方向をＬＤ、直角方向をＴＤと呼ぶとき、当該板材から長手方向がＬＤになるように採取された短冊形試料の片面に、図１に示す断面形状のノッチ形成治具を用いて、深さが板厚の１／８〜１／２、方向がＴＤのノッチを試料幅いっぱいに形成したノッチ付き曲げ試験片について、下記のノッチ曲げ試験を実施したとき、当該試験片表面に割れが認められない曲げ加工性を有する請求項１に記載の銅合金板材。
   〔ノッチ曲げ試験〕
   ＪＩＳ Ｈ３１１０に規定される９０°Ｗ曲げ試験において下型の中央突起部先端のＲを０ｍｍとした治具を用意し、前記ノッチ付き曲げ試験片を、ノッチ形成面が下向きになり、前記下型の中央突起部先端がノッチ部分に合致するようにセットして９０°Ｗ曲げ試験を行う。
3. 当該板材から長手方向がＴＤになるように採取された短冊形試料の片面に、図１に示す断面形状のノッチ形成治具を用いて、深さが板厚の１／８〜１／２、方向がＬＤのノッチを試料幅いっぱいに形成したノッチ付き曲げ試験片について、前記のノッチ曲げ試験を実施したとき、当該試験片表面に割れが認められない曲げ加工性を有する請求項２に記載の銅合金板材。
4. さらにＺｎ：２.０％以下を含む組成を有する請求項１〜３のいずれかに記載の銅合金板材。
5. さらにＭｇ：０.３％以下を含む組成を有する請求項１〜４のいずれかに記載の銅合金板材。
6. さらにＣｏ、Ｃｒ、Ｂ、Ｐ、Ｆｅ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｎの１種以上を合計３％以下の範囲で含む組成を有する請求項１〜５のいずれかに記載の銅合金板材。
7. 時効処理を経た組織を有し、引張強さが７００ＭＰａ以上である請求項１〜６のいずれかに記載の銅合金板材。
8. 組成調整された銅合金材料に対し、圧延率８５％以上の冷間圧延、７００〜８００℃未満の溶体化処理、圧延率０〜５０％の中間冷間圧延、４００〜５００℃の時効処理、下記（２）式を満たす圧延率での仕上げ冷間圧延を順次施す工程を有する請求項１〜７のいずれかに記載の銅合金板材の製造法。
   １０≦ε₂≦（６５−ε₁）／（１００−ε₁）×１００ ……（２）
   ここで、ε₁は中間冷間圧延率（％）、ε₂は仕上げ冷間圧延率（％）である。
9. 仕上げ冷間圧延後に、１５０〜５５０℃の加熱処理を施す工程を有する請求項８に記載の銅合金板材の製造法。

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