JP2008297617A - Ｃｕ−Ｂｅ系銅合金板材およびその製造法 - Google Patents

Abstract

【課題】高強度と、優れた曲げ加工性、耐応力緩和性とを同時に具備し、かつ熱変形およびスプリングバックについても改善したＣｕ−Ｂｅ系銅合金板材を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｂｅ：０.１〜２.２％を含有し、好ましくはＣｏ：３.０％以下およびＮｉ：２.５％以下の１種または２種を含有し、Ｃｏ、Ｎｉの少なくとも１種は０.１％以上の含有量が確保され、必要に応じてＦｅ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｖ、Ａｌ、Ｐの１種以上を含み、残部Ｃｕおよび不可避的不純物からなる組成を有し、下記（１）式を満たし、好ましくはさらに下記（２）式を満たす結晶配向を有し、平均結晶粒径が１０〜６０μｍであるＣｕ−Ｂｅ系銅合金板材。
Ｉ｛４２０｝／Ｉ₀｛４２０｝＞１.０ ……（１）
Ｉ｛２２０｝／Ｉ₀｛２２０｝≦３.０ ……（２）
【選択図】図１

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Ｃｕ−Ｂｅ系銅合金板材であって、特に高強度および高導電性を維持しながら、優れた曲げ加工性と耐応力緩和性を呈する銅合金板材、およびその製造法に関する。

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」が要求される。さらに、電気・電子部品間の接触信頼性を確保するために、接触圧力が時間とともに低下する現象（応力緩和）に対する耐久性、すなわち「耐応力緩和性」に優れることも要求される。

特に近年、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」のレベルは一層厳しいものとなっている。具体的には引張強さ８００ＭＰａ以上、好ましくは９００ＭＰａ以上、さらに好ましくは１０００ＭＰａ以上の強度レベルが望まれる。

また、電気・電子部品の小型化、形状の複雑化に対応するには曲げ加工品の形状・寸法精度を向上させることが強く求められる。「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。

素材に要求される強度レベルが一層厳しくなるに伴い、スプリングバックの問題は顕在化しやすくなる。そのために最近では、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「ノッチング後の曲げ加工法」という）を適用することが多くなっている。しかし、この加工法は、ノッチングによってノッチ部近傍が加工硬化することから、その後の曲げ加工において割れを生じやすい。したがって、「ノッチング後の曲げ加工法」は材料にとって非常に厳しい曲げ加工であると言える。

さらに、電気・電子部品が過酷な環境で使用される用途の増加に伴い「耐応力緩和性」に対する要求も厳しくなっている。例えば、自動車用コネクターのように高温に曝される環境下で使用される場合は「耐応力緩和性」が特に重要となる。応力緩和とは、電気・電子部品を構成する素材のばね部の接触圧力が、常温では一定の状態に維持されても、比較的高温（例えば１００〜２００℃）の環境下では時間とともに低下するという、一種のクリープ現象である。すなわち、金属材料に応力が付与されている状態において、マトリックスを構成する原子の自己拡散や固溶原子の拡散によって転位が移動して、塑性変形が生じることにより、付与されている応力が緩和される現象である。

しかしながら、「強度」と「曲げ加工性」、あるいは「曲げ加工性」と「耐応力緩和性」の間にはトレードオフの関係がある。従来、このような通電部品には、用途に応じて「強度」、「曲げ加工性」あるいは「耐応力緩和性」の良好な材料が適宜選択されて使用されている。

強度と導電性のバランスに優れた銅合金としてＣｕ−Ｂｅ系合金（いわゆるベリリウム銅）が屈指されている。この系の銅合金では比較的高い導電率（２０〜５５％ＩＡＣＳ）を維持しながら、銅合金中最高の強度を備えている。しかし、Ｃｕ−Ｂｅ系合金は「強度」と「曲げ加工性」の両立が極めて難しい合金系であることが一般に知られている。

したがって、Ｃｕ−Ｂｅ系合金の板材から部品を製造する際には、まず熱間圧延、冷間圧延などの工程を経て時効処理を施していない板材（以下「未時効処理材」という）を作り、その比較的軟質な状態の板材を曲げ・プレス成形などにより部品形状に加工し、その後、時効処理を施して硬化させる手順が一般的に採用される。しかし、曲げ・プレス成形後に時効処理を行う手法は、油の付着による変色が生じやすく、また専用熱処理炉が必要になる場合が多いことなどから、生産性向上とコスト低減には不利である。特に、Ｃｕ−Ｂｅ系合金は熱変形しやすい合金系であることから、時効処理中に曲げ加工品の形状・寸法精度が変化しやすく、強度レベルが高くても電気・電子部品として使用できなくなる場合がある。

そのため、Ｃｕ−Ｂｅ系銅合金の板材としては、曲げ・プレス成形後に時効処理を必要としない部品用途を中心として、亜時効処理材（いわゆる、ミルハードン材）の市場ニーズが近年増えている。このミルハードン材は、最大硬度には届かないレベルの比較的軽度な時効処理を施した板材であり、これを用いると、最高強度レベルまでは要求されない多くの用途において部品加工後の時効処理を省略できるメリットがある。しかしながら、前記の時効処理は比較的軽度であるものの、成形性の低下が生じていることは否めない。このため、ミルハードン材は一般的に曲げ・プレス成形を施す部品用途にはあまり適しておらず、特に、引張強さが９００ＭＰａ以上のものでは、平板またはそれに近い形状の部品用途にしか使えないのが現状である。

また、「曲げ加工性」を改善するためには一般的に結晶粒を微細化する手法が有効であり、Ｃｕ−Ｂｅ系合金でも同様である。そのためＣｕ−Ｂｅ系合金の溶体化処理は、すべての析出物（または晶出物）が固溶する高温域ではなく、再結晶粒の成長をピンニングさせるための一部の析出物（または晶出物）が残留するような比較低温域で行われることが多い。しかしその場合、結晶粒の微細化は実現できても、Ｂｅなどの固溶量が少なくなるので時効処理後に最高強度レベルを実現することは困難となる。また、上記の手法による「曲げ加工性」の改善効果は必ずしも満足できるものではない。

さらに、結晶粒径が小さいほど単位体積当たりに存在する結晶粒界の面積が大きくなる。このため、結晶粒微細化はクリープ現象の一種である応力緩和を助長する要因となってしまう。比較的高温環境で使用される用途では、原子の粒界に沿う拡散速度が粒内より著しく速いので、結晶粒微細化による「耐応力緩和性」の低下は重大な問題となる。

国際公開第９５／１８８７３号パンフレット（再表９５／１８８７３号公報） 特開平９−８７７８０号公報 特開平９−２６３８５９号公報 特開２０００−１６０３１２号公報

前述のように、Ｃｕ−Ｂｅ系合金板材の出荷形態としては、一般に「未時効処理材（ノンミルハードン材と呼ばれることもある）」と「ミルハードン材」がある。

「未時効処理材」は、まだ時効処理を受けていない段階の材料であり、主として溶体化処理後の最も柔らかい状態のもの（一般にＯ材と呼ばれる）、および溶体化処理後に仕上げ冷間圧延を受けた状態のもの（圧延率により１／４Ｈ材、１／２Ｈ材とＨ材などと呼ばれる）が挙げられる。この材料を用いると曲げ加工による部品成形が可能であり、その後に適切な条件で時効処理を施すことにより最高の強度レベルを実現することができる。しかしながら、Ｃｕ−Ｂｅ系合金は、時効処理過程中にＢｅおよびその化合物の析出に伴って体積が減少する傾向があるので、曲げ加工品の形状が変化して部品の寸法精度が低下しやすい。つまり、「熱変形」が生じやすいという弱点がある。

一方、「ミルハードン材」は、前述のように最大硬度には届かないレベルの比較的軽度の時効処理を施した「亜時効処理材」である。部品成形後に時効処理を省略できるが、成形性はあまり良好ではなく、特に曲げ加工を施した場合には「スプリングバック」により形状が変化しやすく、寸法精度の点で問題が生じやすい。

未時効処理材からプレス成形した部品において、その後に行う時効処理中での「熱変形」を抑制するには、治具に挟んで固定するか、複雑な形状なら銅粉に埋めて圧力をかける方法が有効であるが、このような方法は大量生産に適さない。一方、ミルハードン材から部品を成形加工する際の「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・質別に応じて、金型の形状を微調整する手法が有効である。しかし、そのような金型の設計には試行錯誤を伴い、また、素材の種類ごとに適正な金型を準備する必要が生じるため、この手法は大幅なコスト増大を招く。

前述の「ノッチング後の曲げ加工法」を採用すると、上記の「熱変形」や「スプリングバック」を顕著に抑制することができる。すなわち、曲げ加工後の部品を時効処理したときの熱変形はノッチ部に吸収されやすく、また曲げ加工時には材料変形がノッチ部近傍に集中するのでスプリングバックは格段に改善される。しかし、上述のように、この加工法ではノッチングによってノッチ部近傍が加工硬化することから、その後の曲げ加工において割れを生じやすい。Ｃｕ−Ｂｅ系合金板材では、ミルハードン材だけでなく、仕上げ冷間圧延を施した未時効処理材（１／４Ｈ材、１／２Ｈ材、Ｈ材）についても「ノッチング後の曲げ加工法」の採用は困難である。

さらに、上述のように結晶粒微細化は曲げ加工性の向上にはある程度有効である反面、クリープ現象の一種である応力緩和の克服にはマイナス要因となる。このようなことから、「曲げ加工性」だけをとってみても、その高度な改善は難しい状況下で、さらに「耐応力緩和性」を改善することは、Ｃｕ−Ｂｅ系合金にとって極めて困難である。

本発明はこのような現状において、「高強度」を維持しながら、「ノッチング後の曲げ加工法」において要求されるような厳しい「曲げ加工性」と、車載用コネクター等の過酷な使用環境での信頼性を担う「耐応力緩和性」とを同時に改善し、かつ「熱変形」および「スプリングバック」についても改善できるＣｕ−Ｂｅ系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、圧延板の板面に対して垂直な方向をＮＤと表すとき、ＮＤに変形しやすく、かつ、板面内で互いに直交する２つの方向にも変形しやすいような方位関係を持つ結晶方位が存在することを見出した。そして、このような特有の方位関係にある結晶粒を主体とした集合組織を得ることのできる合金組成範囲と製造条件を特定するに至った。本発明はこのような知見に基づいて完成したものである。

すなわち本発明では、質量％で、Ｂｅ：０.１〜２.２％を含有し、好ましくはＣｏ：３.０％以下およびＮｉ：２.５％以下の１種または２種を含有し、必要に応じてＦｅ：０.５％以下を含有し、残部Ｃｕおよび不可避的不純物からなる組成を有し、下記（１）式を満たし、好ましくはさらに下記（２）式を満たす結晶配向を有する銅合金板材が提供される。Ｆｅを含有する場合は、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｆｅの合計含有量を３.５％以下とする。平均結晶粒径は１０〜６０μｍに調整されている。
Ｉ｛４２０｝／Ｉ₀｛４２０｝＞１.０ ……（１）
Ｉ｛２２０｝／Ｉ₀｛２２０｝≦３.０ ……（２）

ここで、Ｉ｛４２０｝は当該銅合金板材の板面における｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度、Ｉ₀｛４２０｝は純銅標準粉末の｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度である。同様に、Ｉ｛２２０｝は当該銅合金板材の板面における｛２２０｝結晶面のＸ線回折強度、Ｉ₀｛２２０｝は純銅標準粉末の｛２２０｝結晶面のＸ線回折強度である。Ｉ｛４２０｝とＩ₀｛４２０｝は同一測定条件で測定され、Ｉ｛２２０｝とＩ₀｛２２０｝も同一測定条件で測定される。平均結晶粒径は、板面（圧延面）を研磨したのちエッチングし、その面を顕微鏡観察して、ＪＩＳ Ｈ０５０１の切断法にて求めることができる。

上記組成において、さらに、Ｔｉ：１.０％以下、Ｚｒ：１.０％以下、Ｓｎ：１.２％以下、Ｚｎ：２.０％以下、Ｍｇ：１.０％以下、Ｓｉ：１.０％以下、Ｂ：０.０５％以下の１種以上を含有するものや、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｖ、Ａｌ、Ｐの１種以上を合計３％以下の範囲で含有するものが提供される。

このような銅合金板材のうち、時効処理を施していない状態で仕上げた板材（未時効処理材）は、例えば、ＪＩＳ Ｈ３１１０に準拠した９０°Ｗ曲げ試験において割れが発生しない最小曲げ半径Ｒと板厚ｔとの比Ｒ／ｔの値がＬＤ（圧延方向）、ＴＤ（圧延方向と板厚方向に対し直角方向）とも１.０以下であり、時効処理に供することよりＬＤの引張強さを１０００ＭＰａ以上とすることができる性質を有するものである。本明細書では、このＪＩＳ Ｈ３１１０に準拠した９０°Ｗ曲げ試験で評価される曲げ加工性を「通常の曲げ加工性」と呼び、後述の「ノッチング後の曲げ加工性」とは区別している。

また、最大硬度には届かない範囲で時効処理されている板材として、ＬＤの引張強さが８００ＭＰａ以上、上記「通常の曲げ加工性」についてＲ／ｔの値がＬＤ、ＴＤとも１.０以下であり、そのＲ／ｔの値を得たときの曲げ試験片における曲げ加工部（３箇所のうち中央部）の実際の曲げ変形角度をθ（°）とするとき、スプリングバック量を示すθ−９０°の値がＬＤ、ＴＤとも５°以下となる曲げ加工性を有する銅合金板材が提供される。このような板材としては前述のミルハードン材が挙げられる。「最大硬度には届かない範囲で時効処理されている」とは、更なる時効処理に供したときに析出が進行して硬度上昇が生じる余地がある状態を意味する。なお、既にある程度の時効析出が進行しているので、時効析出物が存在する組織状態を呈することは言うまでもない。

上記の銅合金板材の製造法として、４００℃以上での熱間圧延、圧延率８０％以上の冷間圧延、７００〜８５０℃での溶体化処理、圧延率０〜５０％の仕上げ冷間圧延、ミルハードン材ではさらに２５０〜５５０℃の時効処理を、順次施す工程で銅合金板材を製造するに際し、熱間圧延工程において、７００℃以上の温度域で最初の圧延パスを実施して好ましくは７００℃以上の温度域での圧延率を６０％以上とし、かつ７００℃未満〜４００℃の温度域で圧延率４０％以上の圧延を行う銅合金板材の製造法が提供される。溶体化処理工程においては、溶体化処理後の平均結晶粒径が１０〜６０μｍとなるように、７００〜８５０℃域の保持時間および到達温度を設定して熱処理を実施することが好ましい。

上記仕上げ冷間圧延の「圧延率０％」は、当該圧延を行わない場合を意味する。すなわち、冷間圧延を省略することができる。ある温度域での圧延率ε（％）は、当該温度域で行う連続する圧延パスのうち、最初の圧延パスに供する前の板厚をｔ₀（ｍｍ）、最後の圧延パス終了後の板厚をｔ₁（ｍｍ）とするとき、下記（３）式によって定まる。
ε＝（ｔ₀−ｔ₁）／ｔ₀×１００ ……（３）

ミルハードン材を得るための前記時効処理工程においては、当該時効処理後のＬＤの引張強さが８００ＭＰａ以上となり、かつ最大硬度に届かない範囲で時効処理温度および時間を設定して熱処理を実施することが好ましい。その際、温度は最大硬度を達成できる温度±２０℃とし、時間を最大硬度に達するより短く調整することがより好ましい。合金組成によって最大強度が得られる時効温度は若干変動するが、予備実験により組成に応じて最大強度が得られる時効温度を把握することができる。時効処理後の強度を制御するには、例えば最大強度が得られる時効温度にて、時効時間を調整する手法が採用できる。最大強度に達するよりも短時間で時効を終了させることにより所望の強度レベルが得られる。

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−Ｂｅ系銅合金の板材において、引張強さ８００ＭＰａ以上、あるいは更に１０００ＭＰａ以上の高強度を有し、かつ優れた成形性（特に曲げ加工性）と耐応力緩和性を同時に有するものが提供された。このような高強度レベルを維持しながら曲げ加工性と耐応力緩和性を安定して顕著に向上させることは、従来のＣｕ−Ｂｅ系銅合金製造技術では困難であった。それに加え、部品加工後に行われる時効処理での「熱変形」が顕著に軽減され、またミルハードン材では加工時の「スプリングバック」が顕著に軽減された。このため、Ｃｕ−Ｂｅ系銅合金板材からの加工部品において、寸法精度を向上させることが容易となった。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。

本発明では、主として銅合金板材の組織状態を、ある特異な結晶配向をもつ集合組織にコントロールすることによって、「強度」、「曲げ加工性」、「耐応力緩和性」の同時改善および「熱変形」と「スプリングバック」の軽減を可能にしたものである。以下、本発明を特定するための事項について説明する。

《集合組織》
Ｃｕ−Ｂｅ系銅合金の板面（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、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。｛４２０｝面の回折強度についても、通常の製造工程で得られたＣｕ−Ｂｅ系銅合金の板材では無視される程度に弱くなる。ところが、発明者らの詳細な検討によれば、後述する製造条件に従うと｛４２０｝を主方位成分とする集合組織を持つＣｕ−Ｂｅ系銅合金板材が得られることがわかった。そして発明者らは、この集合組織が強く発達しているほど、曲げ加工性の改善に有利となることを見出した。その曲げ加工性改善のメカニズムについて、現時点では以下のように考えている。

結晶のある方向に外力が加えられたときの塑性変形（すべり）の生じやすさを示す指標としてシュミット因子がある。結晶に加えられる外力の方向と、すべり面の法線とのなす角度をφ、結晶に加えられる外力の方向と、すべり方向とのなす角度をλとするとき、シュミット因子はｃｏｓφ・ｃｏｓλで表され、その値は０.５以下の範囲をとる。シュミット因子が大きいほど（すなわち０.５に近いほど）すべり方向へのせん断応力が大きいことを意味する。したがって、ある結晶にある方向から外力を付与したとき、シュミット因子が大きいほど（すなわち０.５に近いほど）、その結晶は変形しやすいことになる。Ｃｕ−Ｂｅ系銅合金の結晶構造は面心立方（ｆｃｃ）である。面心立方晶のすべり系は、すべり面｛１１１｝、すべり方向＜１１０＞であり、実際の結晶においてもシュミット因子が大きいほど変形しやすく加工硬化も小さくなることが知られている。

図１に、面心立方晶のシュミット因子の分布を表した標準逆極点図を示す。＜１２０＞方向のシュミット因子は０.４９０であり、０.５に近い。すなわち、＜１２０＞方向に外力が付与された場合、面心立方晶は非常に変形しやすい。その他の方向のシュミット因子は、＜１００＞方向が０.４０８、＜１１３＞方向が０.４４５、＜１１０＞方向が０.４０８、＜１１２＞方向が０.４０８、＜１１１＞方向が０.２７２である。

｛４２０｝を主方位成分とする集合組織は、｛４２０｝面すなわち｛２１０｝面が板面（圧延面）とほぼ平行である結晶の存在割合が多い集合組織を意味する。主方位面が｛２１０｝面である結晶では、板面に垂直な方向（ＮＤ）が＜１２０＞方向であり、そのシュミット因子は０.５に近いから、ＮＤへの変形は非常に容易であり加工硬化も小さい。一方、Ｃｕ−Ｂｅ系合金の一般的な圧延集合組織は｛２２０｝を主方位成分とするものであり、この場合、｛２２０｝面すなわち｛１１０｝面が板面（圧延面）とほぼ平行である結晶の存在割合が多い。主方位面が｛１１０｝面である結晶は、ＮＤが＜１１０＞方向であり、そのシュミット因子は０.４程度であるから、主方位面が｛２１０｝面である結晶と比較してＮＤへの変形に伴う加工硬化が大きくなる。また、Ｃｕ−Ｂｅ系合金の一般的な再結晶集合組織は｛３１１｝を主方位成分とするものである。主方位面が｛３１１｝面である結晶は、ＮＤが＜１１３＞方向であり、そのシュミット因子は０.４５程度であるから、主方位面が｛２１０｝面である結晶と比較するとやはりＮＤへの変形に伴う加工硬化が大きくなる。

「ノッチング後の曲げ加工法」においては、板面に垂直な方向（ＮＤ）への変形に際しての加工硬化の程度が極めて重要である。ノッチングはまさにＮＤへの変形であり、ノッチングによって板厚が減少した部分の加工硬化の程度が、その後、ノッチに沿って曲げた場合の曲げ加工性を大きく支配するからである。（１）式を満たすような｛４２０｝を主方位成分とする集合組織の場合、従来のＣｕ−Ｂｅ系合金の圧延集合組織あるいは再結晶集合組織と比べて、ノッチングによる加工硬化が小さくなり、これが「ノッチング後の曲げ加工法」における曲げ加工性を顕著に向上させる要因となっていると考えられる。

さらに、（１）式を満たすような｛４２０｝を主方位成分とする集合組織の場合、主方位面が｛２１０｝面である結晶において、板面内つまり｛２１０｝面内に、別の＜１２０＞方向と＜１００＞方向があり、これらは互いに直交する。実際には、圧延方向（ＬＤ）が＜１００＞方向、圧延方向に対して直角方向（ＴＤ）が＜１２０＞方向であることが確かめられている。具体的な結晶方向で例示すると、例えば主方位面が（１２０）面である結晶では、ＬＤが［００１］方向、ＴＤが［−２，１，０］方向である。このような結晶のシュミット因子は、ＬＤが０.４０８、ＴＤが０.４９０である。これに対し、Ｃｕ−Ｂｅ系合金の一般的な圧延集合組織では主方位面が｛１１０｝面、ＬＤが＜１１２＞方向、ＴＤが＜１１１＞方向であり、板面内のシュミット因子は、ＬＤが０.４０８、ＴＤが０.２７２となる。また、Ｃｕ−Ｂｅ系合金の一般的な再結晶集合組織では主方位面が｛１１３｝面、ＬＤが＜１１２＞方向、ＴＤが＜１１０＞方向であり、板面内のシュミット因子は、ＬＤが０.４０８、ＴＤが０.４０８となる。このように、ＬＤおよびＴＤのシュミット因子を見ると、｛４２０｝を主方位成分とする集合組織の場合、従来のＣｕ−Ｂｅ系合金の圧延集合組織あるいは再結晶集合組織と比べて、板面内における変形が容易であると言える。この点も、ノッチング後の曲げ加工における割れを防止する上で有利に作用していると考えられる。

金属板の曲げ加工においては、各結晶粒の結晶方位は異なるので、一様に変形するのではなく、曲げ加工時に変形しやすい結晶粒と変形しにくい結晶粒が存在する。曲げ加工の程度が増大するに伴って、変形しやすい結晶粒がますます優先的に変形し、板の曲げ部表面には結晶粒間での変形不均一に起因してミクロ的な凹凸が生じ、これがしわに発展し、場合によっては割れ（破壊）に至る。上述のように（１）式を満たすような集合組織を持つ金属板は、従来のものと比べ、各結晶粒がＮＤに変形しやすく、かつ板面内にも変形しやすくなっている。このことが、結晶粒を特段に微細化しなくても、ノッチング後の曲げ加工性および通常の曲げ加工性の顕著な向上をもたらしているものと推察される。

発明者らの検討によれば、このような結晶配向は下記（１）式によって特定できる。
Ｉ｛４２０｝／Ｉ₀｛４２０｝＞１.０ ……（１）
ここで、Ｉ｛４２０｝は当該銅合金板材の板面における｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度、Ｉ₀｛４２０｝は純銅標準粉末の｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度である。面心立方晶のＸ線回折パターンでは｛４２０｝面の反射は生じるが｛２１０｝面の反射は生じないので、｛２１０｝面の結晶配向は｛４２０｝面の反射によって評価される。下記（１）’式を満たすものが一層好ましい。
Ｉ｛４２０｝／Ｉ₀｛４２０｝＞１.５ ……（１）’

｛４２０｝を主方位成分とする集合組織は後述の溶体化処理による再結晶集合組織として形成される。ただし、銅合金板材を高強度化するためには、溶体化処理後に冷間圧延することが極めて有効である。この冷間圧延率が増加するに伴い｛２２０｝を主方位成分とする圧延集合組織が発達していく。｛２２０｝方位密度の増大に伴い｛４２０｝方位密度は減少するが、前記（１）式好ましくは（１）’式が維持されるように圧延率を調整すればよい。ただし、あまり｛２２０｝を主方位成分とする集合組織が発達しすぎると加工性低下を招く場合があるので、下記（２）式を満たすことが好ましい。また、「強度」と「曲げ加工性」を高いレベルでバランス良く両立させる意味では、下記（２）’式を満たすことが一層好ましい。
Ｉ｛２２０｝／Ｉ₀｛２２０｝≦３.０ ……（２）
０.５≦Ｉ｛２２０｝／Ｉ₀｛２２０｝≦３.０ ……（２）’
ここで、Ｉ｛２２０｝は当該銅合金板材の板面における｛２２０｝結晶面のＸ線回折強度、Ｉ₀｛２２０｝は純銅標準粉末の｛２２０｝結晶面のＸ線回折強度である。

後述の実施例で示すように、このような特異な結晶配向を有する板材においては、当該合金に特有な「高強度」が維持される。また、このような結晶配向によって「熱変形」や「スプリングバック」も改善される。さらに、曲げ加工性の改善のために結晶粒を極度に微細化する必要がなくなり、Ｂｅの添加等による「耐応力緩和性」の向上作用を十分に発揮させることが可能になった。

《平均結晶粒径》
前述のように、平均結晶粒径が小さいほど曲げ加工性の向上に有利であるが、小さすぎると耐応力緩和性が悪くなりやすい。種々検討の結果、最終的に平均結晶粒径が１０μｍ以上の値、好ましくは１０μｍを超える値であれば、車載用コネクターの用途でも満足できるレベルの耐応力緩和性を確保しやすく、好適である。１５μｍ以上であることがより好ましい。ただし、あまり平均結晶粒径が大きくなりすぎると曲げ部表面の肌荒を起こりやすく、曲げ加工性の低下を招く場合があるので、６０μｍ以下の範囲とすることが望ましく、４０μｍ以下、あるいは３０μｍ以下の範囲に調整することがより好ましい。最終的な平均結晶粒径は、溶体化処理後の段階における結晶粒径によってほぼ決まってくる。したがって、平均結晶粒径のコントロールは後述の溶体化処理条件によって行うことができる。

《合金組成》
本発明ではＣｕ−Ｂｅの２元系基本成分に、必要に応じてＣｏ、Ｎｉ等、あるいはその他の合金元素を配合したＣｕ−Ｂｅ系銅合金を採用する。

Ｂｅは、Ｃｕマトリックスにおいて析出強化効果が最も高い元素で、強度上昇および耐応力緩和性向上に寄与する。Ｂｅ含有量が０.１質量％未満では、上記効果を有効に引き出すことが難しい。一方、Ｂｅ含有量が過剰である場合は脆いβ相（ＢｅＣｕ₃）が生成しやすく、熱間加工や冷間加工が困難になる。このためＢｅ含有量は２.２質量％以下に制限される。このためＢｅ含有量は０.１〜２.２質量％とするが、０.２〜２.０質量％の範囲に調整することが一層好ましい。

Ｃｏは、Ｂｅの粒界反応型析出（過時効による特性低下の主因）を抑制する作用があり、またＣｏＢｅ系金属間化合物を形成して強度の向上に寄与する元素である。これらの作用を十分に発揮させるには０.１質量％以上のＣｏ含有量を確保することが望ましい。ただし、Ｃｏは高価な元素であることから、過剰添加はコスト増大を招きやすい。このため、Ｃｏを含有させる場合は３.０質量％以下の範囲で行う。Ｃｏ含有量は０.１〜３.０質量％とすることが好ましく、０.２〜２.６質量％の範囲に調整することが一層好ましい。

Ｎｉは、Ｃｏと同様にＢｅの粒界反応型析出の抑制作用と、ＮｉＢｅ系金属間化合物の形成による強度向上作用を有する。上記作用を十分に発揮させるには０.１質量％以上のＮｉ含有量を確保することが望ましい。ただし、Ｎｉの過剰添加は導電率低下を招きやすい。このため、Ｎｉを含有させる場合は２.５質量％以下の範囲で行う。Ｎｉ含有量は０.１〜２.５質量％とすることが好ましく、０.２〜２.０質量％の範囲に調整することが一層好ましい。なお、ＣｏおよびＮｉの１種または２種を含有させることがより好ましい。その場合、Ｃｏ、Ｎｉの少なくとも一方は０.１質量％以上の含有量を確保することがより効果的である。

Ｆｅは、Ｃｏ、Ｎｉと同様にＢｅの粒界反応型析出の抑制作用と、鋳造組織の微細化作用を有するので、必要に応じて添加される。その作用を十分に発揮させるには０.０２質量％以上のＦｅ含有量を確保することがより効果的であるが、それより少量であっても弊害はない。ただし、過剰のＦｅ含有は鋳造組織の微細化には有効であっても、Ｆｅを含む化合物が粗大化しやすく、逆に熱間加工性の低下を招くので、Ｆｅを添加する場合はＦｅ含有量を０.５質量％以下の範囲とし、かつ、Ｃｏ＋Ｎｉ＋Ｆｅの合計含有量を３.５質量％以下、好ましくは２.７質量％以下とする。

Ｓｎは、固溶強化作用と耐応力緩和性の向上作用を有する。これらの作用を十分に発揮させるには、０.１質量％以上のＳｎ含有量が好ましい。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を含有させる場合は１.２質量％以下の含有量とする必要がある。Ｓｎ含有量は０.１〜１.２質量％とすることがより好ましく、０.２〜０.７質量％の範囲に調整することが一層好ましい。

その他の元素として、必要に応じてＴｉ：１.０質量％以下、Ｚｒ：１.０質量％以下、Ｚｎ：２.０質量％以下、Ｍｇ：１.０質量％以下、Ｓｉ：１.０質量％以下、Ｂ：０.０５質量％以下の１種以上を含有させることができる。また、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｖ、Ａｌ、Ｐの１種以上を合計３質量％以下好ましくは１.０質量％以下の範囲で含有させることができる。
Ｔｉ、Ｚｒ、Ｍｇ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｖ、Ａｌ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。また、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｖ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、熱間加工性の改善に寄与しうる。
溶解・鋳造工程において、Ｚｎは溶湯の流動性向上、Ｐ、ＭｇとＳｉは脱酸の効果、Ｂ、Ｚｒ、Ｔｉは鋳造組織の微細化効果を有する。ただし、多量に含有させると、熱間または冷間加工性に悪い影響を与え、かつコスト的にも不利となる。

《特性》
Ｃｕ−Ｂｅ系銅合金を用いて電気・電子部品の更なる小型化、薄肉化に対応するには、最終的に引張強さ８００ＭＰａ以上、好ましくは９００ＭＰａ以上、さらに好ましくは１０００ＭＰａ以上の強度レベルが得られることが望まれる。未時効処理材として出荷されるＣｕ−Ｂｅ系合金板材は加工後に時効処理を施すことによって高強度化される。この場合、時効処理後にＬＤの引張強さが１０００ＭＰａ以上となる性質を備えていることが望まれる。上記化学組成を満たす合金に後述の製造条件を適用することによってこの強度特性を具備させることが可能である。一方、ミルハードン材では通常、加工後の時効処理が省略されるので、板材として出荷される段階で、ＬＤの引張強さが８００ＭＰａ以上の強度レベルを有していることが望ましい。

「通常の曲げ加工性」（前述）については、未時効処理材、ミルハードン材とも、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い。また、曲げ加工品の形状・寸法精度を向上させるうえで、後述する「ノッチング後の曲げ加工性」についてはＲ／ｔが０であること、つまり、後述のＬＤのノッチング曲げ加工性評価方法において割れが認められない特性を有していることが望ましい。なお、「ＬＤの曲げ加工性」とはＬＤが長手方向となるように切り出した曲げ加工試験片で評価される曲げ加工性（ノッチング後の曲げ加工性においても同じ）であり、その試験における曲げ軸はＴＤとなる。同様に「ＴＤの曲げ加工性」とはＴＤが長手方向となるように切り出した曲げ加工試験片で評価される曲げ加工性であり、その試験における曲げ軸はＬＤとなる。

耐応力緩和性は、車載用コネクターなどの用途ではＴＤの値が特に重要であるため、長手方向がＴＤである試験片を用いた応力緩和率で応力緩和特性を評価することが望ましい。後述の応力緩和特性の評価方法において、１５０℃で１０００時間保持した場合の応力緩和率が５％以下であることが好ましく、４％以下であることがより好ましく、３％以下であることが一層好ましい。

時効処理時の「熱変形」については、部品に成形した後に時効処理が実施される未時効処理材において特に重要となる。「通常の曲げ加工性」の評価するための９０°Ｗ曲げ試験を実施してＲ／ｔが１.０以下となった試験片に対して、最大硬度レベルが得られる時効処理を施したときに、時効処理による曲げ加工部の角度変化がＬＤ、ＴＤとも２°以内であれば、その材料はＣｕ−Ｂｅ系合金として非常に良好な耐「熱変形」特性を有していると評価される。また、後述の「ノッチング後の曲げ加工性」の評価試験を施したＬＤの試験片に対して、最大強度レベルが得られる時効処理条件で時効処理を施した場合には、その時効処理による曲げ加工部の角度変化は１°以内であることが望ましい。

曲げ加工時の「スプリングバック」については、既に硬化処理（比較的軽度の時効処理）を受けているミルハードン材において特に重要となる。「通常の曲げ加工性」の評価試験を行った後のＷ曲げ試験片のうち、Ｒ／ｔが１.０以下となった試験片（具体的には割れが発生しない最小曲げ半径Ｒが得られた試験片）における曲げ加工部（３箇所のうち中央部）の実際の曲げ変形角度をθ（°）とするとき、スプリングバック量を示すθ−９０°の値がＬＤ、ＴＤとも５°以下であれば、その材料はＣｕ−Ｂｅ系合金として非常に良好な耐「スプリングバック」特性を有していると評価され、４°以下であることがより好ましい。また、後述の「ノッチング曲げ加工性」の評価試験を施したＬＤの試験片については、上記と同様のθ−９０°の値が２°以内であることが望ましい。

《製造法》
以上のような本発明の銅合金板材は、例えば以下のよう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→仕上冷間圧延→（時効処理）」
ただし、後述のようにいくつかの工程での製造条件を工夫することが重要である。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、各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。雰囲気は大気雰囲気でよいが、不活性ガスでシ−ルした方または真空溶解炉を使う場合が酸化防止の面から好ましい。

〔熱間圧延〕
通常、Ｃｕ−Ｂｅ系銅合金の熱間圧延は、圧延途中に析出物を生成させないようにするため、７００℃以上、あるいは７５０℃以上の高温域で圧延し、圧延終了後に急冷する手法で行われる。しかしながら、このような常識的な熱間圧延条件では本発明の特異な集合組織を有する銅合金板材を製造することは困難である。すなわち、発明者らの調査によると、このような熱間圧延条件を採用した場合は、後工程の条件を広範囲に変化させても｛４２０｝を主方位方向に持つ銅合金板材を再現性良く製造できる条件を見つけることはできなかった。そこで発明者らは更なる詳細な検討を行った。その結果、７００℃以上の温度域で最初の圧延パスを実施し、かつ７００℃未満〜４００℃の温度域で圧延率４０％以上の圧延を行うという熱間圧延条件を見出すに至った。

鋳片を熱間圧延する際、再結晶が発生しやすい７００℃以上の高温域で最初の圧延パスを実施することによって、鋳造組織が破壊され、成分と組織の均一化を図ることができる。圧延温度の上限については、合金成分の偏析箇所など、融点が低下している箇所で割れが生じない温度域とする必要がある。具体的には、固相線温度より３０℃以上低い温度域で最初の圧延パスを実施することが望ましい。本発明規定範囲内の合金であれば、通常、９００℃以下の範囲で上限を設定することができる。固相線温度は成分組成によって多少変動するので、一律に上限温度を設定するならば、８３０℃程度を上限として管理しても構わない。Ｂｅ含有量が低くなれば固相線温度は上昇するので、上限温度はさらに高温域まで許容される。熱間圧延工程中における完全再結晶の発生を確実に行うためには、７００℃以上の温度域で圧延率６０％以上の圧延を行うことが極めて有効である。これによって組織の均一化が一層促進される。ただし、１パスで６０％を得るためには大きな圧延荷重が必要であるため、多パスに分けてトータル６０％以上の圧延率を確保しても良い。また、本発明では圧延歪が生じやすい７００℃未満〜４００℃の温度域で４０％以上の圧延率を確保することが重要である。これにより、一部の析出物を生成させ、後工程の「冷間圧延＋溶体化処理」の組み合わせによって、｛４２０｝を主方位成分とする再結晶集合組織が形成されやすくなる。この際も、７００℃未満〜４００℃の温度域で数パスの圧延を行うことができる。熱間圧延の最終パス温度は６００℃以下とすることがより効果的である。熱間圧延でのトータル圧延率は概ね８０〜９５％とすればよい。

ここで、それぞれの温度域での圧延率ε（％）は（３）式によって算出される。
ε＝（ｔ₀−ｔ₁）／ｔ₀×１００ ……（３）
例えば最初の圧延パスに供する鋳片の板厚が１２０ｍｍであり、７００℃以上の温度域で圧延を実施して（途中、炉に戻して再加熱しても構わない）、７００℃以上の温度で実施された最後の圧延パス終了時に板厚が３０ｍｍになっており、引き続いて圧延を継続して、熱間圧延の最終パスを７００℃未満〜４００℃の範囲で行い、最終的に板厚１０ｍｍの熱間圧延材を得たとする。この場合、７００℃以上の温度域で行われた圧延の圧延率は（３）式により、（１２０−３０）／１２０×１００＝７５（％）である。また、７００℃未満〜４００℃の温度域での圧延率は同じく（３）式により、（３０−１０）／３０×１００＝６６.７（％）である。

〔冷間圧延〕
上記熱延板を圧延するに際し、溶体化処理前に行う冷間圧延では圧延率を８０％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の形成が可能になる。特に再結晶集合組織は再結晶前の冷間圧延率に大きく依存する。具体的には、｛４２０｝を主方位成分とする結晶配向は、冷間圧延率が６０％以下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。｛４２０｝方位が十分に優勢な結晶配向を得るには８０％以上の冷間圧延率を確保する必要があり、更に９０％以上が望ましい。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、エッジ割れなどを防止する観点から概ね９８％以下で良好な結果が得られやすい。

なお、本発明では、熱間圧延後、溶体化処理前に、中間焼鈍を挟んで１回ないし複数回の冷間圧延を実施する工程は採用できるが、溶体化処理直前の冷間圧延率が８０％以上の圧延率を確保する必要がある。溶体化処理直前の冷間圧延率が８０％未満になると、溶体化処理によって形成される｛４２０｝を主方位成分とする再結晶集合組織が著しく弱化してしまう。

〔溶体化処理〕
従来の溶体化処理は「溶質元素のマトリックス中への再固溶」と「再結晶化」を主目的とするが、本発明では更に「｛４２０｝を主方位成分とする再結晶集合組織の形成」をも重要な目的とする。この溶体化処理は、７００〜８５０℃の炉温で行うことが望ましい。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る。温度が高すぎると結晶粒が粗大化してしまう。これらいずれの場合も、最終的に曲げ加工性の優れた高強度材を得ることが困難となる。

また、この溶体化処理は、再結晶粒の平均粒径（双晶境界を結晶粒界とみなさない）が１０〜６０μｍとなるように７００〜８５０℃域の保持時間および到達温度を設定して熱処理を実施することが望ましく、１５〜４０μｍ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、｛４２０｝を主方位成分とする再結晶集合組織が弱くなる。また、耐応力緩和性を向上させる上でも不利となる。再結晶粒径が粗大になりすぎると、曲げ加工部の表面肌荒が発生し易い。再結晶粒径は、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合金について溶体化処理ヒートパターンと平均結晶粒径との関係を求めておくことにより、７００〜８５０℃域の保持時間および到達温度を設定することができる。具体的には、本発明で規定する化学組成の合金では、７００〜８５０℃の温度で１０ｓｅｃ〜１０ｍｉｎ保持する加熱条件において適正条件を設定できる。

〔仕上冷間圧延〕
続いて５０％以下の圧延率で仕上冷間圧延を行うことができる。この段階での冷間圧延はその後の時効処理中の析出を促進する効果があり、これにより必要な特性（導電率、硬さ）を引き出すための時効温度を低下させ、または時効時間を短くすることができる。これにより、時効過程中の熱変形を低減する効果がある。
この仕上冷間圧延によって｛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｝面が板面に平行な結晶粒も残存する。この段階の仕上冷間圧延は圧延率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。圧延率が高すぎると前記（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、溶体化処理後に仕上げ冷間圧延を行わず、直接時効硬化材の製品として出荷し、または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、仕上冷間圧延工程を省略しても構わない。

〔時効処理〕
ミルハードン材の場合、続いて時効処理を施し、ある程度の硬化処理を行う。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２５０〜５５０℃となる温度で行うことが望ましく、３００〜５００℃の範囲が一層好ましい。時効処理時間は概ね１０〜３００ｍｉｎ程度で良好な結果が得られる。この時効処理後のＬＤ方向の引張強さが８００ＭＰａ以上となる条件を選ぶことが望まれるが、加工性を考慮すると、ＬＤの引張強さが１０３０ＭＰａ以下となるように調整することがより好ましい。予め実験により所望の強度レベルとなる時効温度・時効時間を把握しておくことができる。また、時効処理中に表面酸化膜を極力抑制する場合には、水素、窒素またはアルゴン雰囲気を使うことができる。

表１、表２に示す銅合金を溶製し、縦型半連続鋳造機を用いて鋳造した。得られた鋳片（厚さ６０ｍｍ）を固相線より３０℃以上低い温度（合金組成により８２０〜９００℃）に加熱したのち抽出して、熱間圧延を開始した。固相線温度は、各組成の合金について予備実験を行うことによって把握してある。熱間圧延に際しては、一部の比較例を除き、７００℃以上の温度域での圧延率が６０％以上となり、かつ７００℃未満の温度域でも圧延が行われるようにパススケジュールを設定した。熱間圧延の最終パス温度は一部の比較例を除き６００℃〜４００℃の間にある。鋳片からのトータルの熱間圧延率は約９０％である。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。溶体化処理においては、一部の比較例を除いて、溶体化処理後の平均結晶粒径（双晶境界を結晶粒界とみなさない）が１０〜４０μｍとなるように到達温度を合金組成に応じて７００〜８５０℃の範囲内で調整し、７００〜８５０℃の温度域での保持時間を１０ｓｅｃ〜１０ｍｉｍの範囲で調整した。続いて、上記溶体化処理後の板材に対して、０〜５０％の種々の圧延率で仕上冷間圧延を施した。なお、必要に応じて途中で面削を行い、板厚は０.２ｍｍに揃えた。「未時効処理材」としての供試材にはこの段階の板材を使用した。

このようにして得られた板厚０.２ｍｍ板材について、予備実験として３００〜５００℃の温度範囲で最大５ｈまでの時効処理実験を行い、合金組成に応じて最大硬さとなる時効処理条件（その時効温度をＴ_m（℃）、時効時間をｔ_m（ｍｉｎ）とする）を把握した。

表１に示した合金については、未時効処理材を出荷する場合を想定して、上記仕上冷間圧延後の供試材から試験片を採取して平均結晶粒径、集合組織、通常の曲げ加工性およびノッチング曲げ加工性を調べた。ただし、導電性、引張強さ、応力緩和特性については、最終的に時効処理が施された後の特性を評価する目的で、上記未時効処理材の板材を時効温度Ｔ_m、時効時間ｔ_mで時効処理して「時効硬化材」とした後に調べた。また、時効処理時の熱変形について、上記通常の「曲げ加工性」および「ノッチング後の曲げ加工性」の評価を行った試験片に対して時効温度Ｔ_m、時効時間ｔ_mの時効処理を施すことによって調べた。なお、表１中のＮｏ.２９は市販のＣｕ−Ｂｅ系銅合金Ｃ１７２０−１／２Ｈ材（未時効処理材、板厚０.２ｍｍ）を入手して供試材としたものである。

表２に示した合金については、ミルハードン材として出荷する場合を想定して、上記未時効処理材の板材に、最大硬度には到達しない程度の時効処理を施したものを供試材とした。その時効処理条件は時効温度Ｔ_m、時効時間０.１ｔ_m以上ｔ_m未満の範囲とした。この供試材（ミルハードン材）の板材から試験片を採取して平均結晶粒径、集合組織、導電性、引張強さ、通常の曲げ加工性、ノッチング曲げ加工性、応力緩和特性を調べた。また、曲げ加工時のスプリングバックについて、上記通常の曲げ加工性およびノッチング曲げ加工性の評価を行った試験片の形状を測定することによって求めた。なお、表２中のＮｏ.６２およびＮｏ.６３は、それぞれ市販のＣｕ−Ｂｅ系銅合金Ｃ１７２０−１／２ＨＭ（ミルハードン材、板厚０.２ｍｍ）およびＣ１７５１−ＨＴ（ミルハードン材、板厚０.２ｍｍ）を入手して供試材としたものである。

組織、特性の調査は以下の方法で行った。
〔平均結晶粒径〕
供試材の板面（圧延面）を研磨したのちエッチングし、その面を光学顕微鏡で観察し、平均結晶粒径をＪＩＳ Ｈ０５０１の切断法で測定した。

〔集合組織〕
供試材の板面（圧延面）を＃１５００耐水ペーパーで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、前記研磨仕上げ面について｛４２０｝面および｛２２０｝面の反射回折面強度を測定した。一方、上記と同じＸ線回折装置を用いて、上記と同じ測定条件で純銅標準粉末の｛４２０｝面および｛２２０｝面のＸ線回折強度を測定した。これらの測定値を用いて前記（１）式中に示されるＸ線回折強度比Ｉ｛４２０｝／Ｉ₀｛４２０｝と、（２）式中に示されるＸ線回折強度比Ｉ｛２２０｝／Ｉ₀｛２２０｝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〕
各供試材からＬＤの引張試験片（ＪＩＳ ５号）を採取し、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を求めた。

〔応力緩和特性〕
各供試材から長手方向がＴＤの曲げ試験片（幅１０ｍｍ）を採取し、試験片の長手方向における中央部の表面応力が０.２％耐力の８０％の大きさとなるようにアーチ曲げした状態で固定した。上記表面応力は次式により定まる。
表面応力（ＭＰａ）＝６Ｅｔδ／Ｌ₀ ²
ただし、
Ｅ：弾性係数（ＭＰａ）
ｔ：試料の厚さ（ｍｍ）
δ：試料のたわみ高さ（ｍｍ）
この状態の試験片を大気中１５０℃の温度で１０００時間保持した後の曲げ癖から次式を用いて応力緩和率を算出した。
応力緩和率（％）＝（Ｌ₁−Ｌ₂）／（Ｌ₁−Ｌ₀）×１００
ただし、
Ｌ₀：治具の長さ、すなわち試験中に固定されている試料端間の水平距離（ｍｍ）
Ｌ₁：試験開始時の試料長さ（ｍｍ）
Ｌ₂：試験後の試料端間の水平距離（ｍｍ）
この応力緩和率が５％以下のものは、車載用コネクターとして高い耐久性を有すると評価され、合格と判定した。

〔通常の曲げ加工性〕
供試材の板材から長手方向がＬＤの曲げ試験片およびＴＤの曲げ試験片（いずれも幅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〕
供試材の板材から長手方向がＬＤの短冊形試料（幅１０ｍｍ）を採取し、図２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、図３に示すように２０ｋＮ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。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、図４に模式的に示すノッチ深さδは板厚ｔの１／４〜１／６程度であった。

こ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」の評価を行い、これが○評価のものを合格と判定した。

〔時効処理時の熱変形〕
最小曲げ半径で「通常の曲げ加工法」による曲げ加工を行った試験片、および「ノッチング後の曲げ加工法」による曲げ加工を行って割れが認められなかった試験片について、予め曲げ加工部（３箇所のうち中央部）の曲げ軸に垂直な断面を光学顕微鏡付きのデジタルマイクロスコープ（ＫＥＹＥＮＣＥ社製のＶＨ−８０００型）にて１００倍の倍率で観察して、時効処理前の曲げ角度を測定した。その後、その試験片を最大硬さになる時効処理条件（時効温度Ｔ_m、時効時間ｔ_m）で時効処理し、時効処理後の曲げ角度を上記と同様の方法で測定した。そして、時効処理前・後の曲げ角度の差（［時効処理後の曲げ角度］−［時効処理前の曲げ角度］）を求めた。この曲げ角度の差を各供試材につきｎ＝３で測定し、その平均値を熱変形量とした。

〔ミルハードン材のスプリングバック〕
最小曲げ半径で「通常の曲げ加工法」による曲げ加工を行った試験片、および「ノッチング後の曲げ加工法」による曲げ加工を行って割れが認められなかった試験片について、曲げ加工部（３箇所のうち中央部）の曲げ軸に垂直な断面を上記と同様の方法で観察して、曲げ角度θを測定した。図５に、９０°Ｗ曲げ加工を受けた後の試験片について、曲げ加工部（３箇所のうち中央部）近傍の曲げ軸に垂直な断面の形状を模式的に示す。スプリングバックが生じると曲げ角度θは９０°より大きくなる（図５では説明のためにθの大きさを現実より誇張して描いてある）。この実際の曲げ角度θが、金型（Ｗ曲げ試験治具）の９０°に対して、どの程度ずれるかをスプリングバックの指標とした。すなわち、［実際の曲げ角度θ］−９０°の値を各供試材につきｎ＝３で測定し、その平均値をスプリングバック量とした。

これらの結果を表３、表４に示す。表３は未時効処理材の板材を対象としたものであり、表３中の時効処理条件は、この未時効処理材が時効処理後にどのような特性になるかを調べるために行った時効処理の条件を付記したものである。表４はミルハードン材の板材を対象としたものであり、表４中の時効処理条件は、当該ミルハードン材の供試材を得るために行った時効処理の条件である。表３、表４中に記載されるＬＤおよびＴＤは試験片の長手方向を意味する。

表３からわかるように、本発明例の未時効処理材はいずれも（１）式を満たす結晶配向を有し、Ｒ／ｔ値がＬＤ、ＴＤとも１.０以下という優れた曲げ加工性を有する。また実用的に重要なＬＤのノッチング後の曲げ加工性は、９０°Ｗ曲げ試験にて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。これらの未時効処理材の板材は、時効処理後に導電率が２０％ＩＡＣＳ以上、引張強さが１０００ＭＰａ以上となり、さらに車載用コネクター等の用途において重要となるＴＤの応力緩和率が５％以下となる優れた性質を有している。時効処理における熱変形も良好に抑制されることが確かめられた。

これに対し、比較例Ｎｏ.２１〜２８は本発明例Ｎｏ.１〜８と同じ組成の合金について、通常の工程で製造したもの（熱間圧延最終パス温度を６５０℃以上または７００℃以上としたものや、溶体化処理前の冷間圧延率を８０％以下としたものや、溶体化処理条件が不適正であったものなど）である。これらはいずれも｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度が弱いか、あるいは平均結晶粒径が大きいため、曲げ加工性と時効処理後の耐応力緩和性との間にトレードオフの関係が見られた。また、時効処理による熱変形も大きかった。なお、比較例Ｎｏ.２９は高強度型Ｃｕ−Ｂｅ系銅合金を代表するＣ１７２０−１／２Ｈ市販品であるが、ほぼ同様の組成を有する本発明例Ｎｏ.１と比較して｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度が弱く、曲げ加工性と耐応力緩和性がともに劣る。

表４からわかるように、本発明例のミルハードン材はいずれも（１）式を満たす結晶配向を有し、導電率が２０％ＩＡＣＳ以上、引張強さが８００ＭＰａ以上という高強度を呈するとともに、Ｒ／ｔ値がＬＤ、ＴＤとも１.０以下という優れた曲げ加工性を有する。実用的に重要なＬＤ方向のノッチング後の曲げ加工性についても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。加工時のスプリングバックも小さく、さらに、車載用コネクター等の用途において重要となるＴＤの応力緩和率が５％以下という優れた耐応力緩和性を兼ね備えている。

これに対し、比較例Ｎｏ.５１〜５５は本発明例Ｎｏ.３１〜３５と同じ組成の合金について、通常の工程で製造したもの（熱間圧延最終パス温度を６５０℃以上または７００℃以上としたものや、溶体化処理前の冷間圧延率を８０％以下としたものや、溶体化条件が不適正であったものなど）である。これらはいずれも｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度が弱く、強度と曲げ加工性、あるいは曲げ加工性と耐応力緩和性の間にトレードオフの関係が見られた。特に、ノッチング後の曲げ加工が不可能であり、最小曲げ半径を大きくせざるを得ないことからスプリングバックも大きくなった。

比較例Ｎｏ.５６、５７はＢｅの含有量が規定範囲外であることにより、良好な特性が得られなかった例である。このうちＮｏ.５６はＢｅの含有量が低すぎたことにより析出物の生成が少なかったので、強度レベルが低い。熱間圧延後の段階で析出物がほとんど生成されなかったので、その後の冷間圧延率を９０％以上に高くしても｛４２０｝を主方位成分とする結晶配向が弱くなり、強度レベルが低かったにも関わらず、ノッチング後の曲げ加工性が改善されなかった。Ｎｏ.５７はＢｅの含有量が高すぎたので、適正な熱延条件を取れず、熱間圧延途中に割れが発生し、評価できる板材を作れなかった。

比較例Ｎｏ.５８〜６０は溶体化処理条件が規定範囲外であったことにより、良好な特性が得られなかった例である。このうちＮｏ.５８は溶体化処理温度が９００℃と高すぎたので結晶粒が粗大化し、良好な曲げ加工性が得られなかった。Ｎｏ.５９は逆に溶体化処理温度が６５０℃と低すぎたので再結晶自体が十分進行せずに混粒組織となり、引張強さ、曲げ加工性、耐応力緩和性の全てが悪い結果となった。Ｎｏ.６０は曲げ加工性の向上を図るべく溶体化時の保持温度を調整して平均結晶粒径を３μｍ程度の微細なものにした例である。この場合、通常の曲げ加工性は改善されたものの、｛４２０｝を主方位成分とする結晶配向が弱くなり、ノッチング後の曲げ加工性が改善されなかった。結晶粒が微細になったために耐応力緩和性は悪化してしまった。

比較例Ｎｏ.６１は仕上圧延率が高すぎたので｛４２０｝を主方位成分とする結晶配向が弱くなり、強度は高いものの曲げ加工性が著しく悪くなった。

比較例Ｎｏ.６２および６３は、それぞれ高強度型および高導電型のＣｕ−Ｂｅ系銅合金を代表するＣ１７２０−１／２ＨＭおよびＣ１７５１−１／２ＨＴ（いずれもミルハードン材）の市販品であるが、ほぼ同様の組成を有する本発明例Ｎｏ.３１と３８と比較して｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度が弱く、曲げ加工性と耐応力緩和性がともに劣る。

面心立方晶のシュミット因子の分布を表した標準逆極点図。 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。 ９０°Ｗ曲げ加工を受けた後の試験片について、曲げ加工部（３箇所のうち中央部）近傍の曲げ軸に垂直な断面の形状を模式的に示した図。

Claims (13)

1. 質量％で、Ｂｅ：０.１〜２.２％、残部Ｃｕおよび不可避的不純物からなる組成を有し、下記（１）式を満たす結晶配向を有し、平均結晶粒径が１０〜６０μｍである銅合金板材。
   Ｉ｛４２０｝／Ｉ₀｛４２０｝＞１.０ ……（１）
   ここで、Ｉ｛４２０｝は当該銅合金板材の板面における｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度、Ｉ₀｛４２０｝は純銅標準粉末の｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度である。
2. さらに、Ｃｏ：３.０％以下およびＮｉ：２.５％以下の１種または２種を含有する組成を有する請求項１に記載の銅合金板材。
3. さらに、Ｆｅ：０.５％以下を含有し、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｆｅの合計含有量が３.５％以下である組成を有する請求項１または２に記載の銅合金板材。
4. さらに、Ｔｉ：１.０％以下、Ｚｒ：１.０％以下、Ｓｎ：１.２％以下、Ｚｎ：２.０％以下、Ｍｇ：１.０％以下、Ｓｉ：１.０％以下、Ｂ：０.０５％以下の１種以上を含有する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、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｖ、Ａｌ、Ｐの１種以上を合計３％以下の範囲で含有する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. さらに下記（２）式を満たす結晶配向を有する請求項１〜５のいずれかに記載の銅合金板材。
   Ｉ｛２２０｝／Ｉ₀｛２２０｝≦３.０ ……（２）
   ここで、Ｉ｛２２０｝は当該銅合金板材の板面における｛２２０｝結晶面のＸ線回折強度、Ｉ₀｛２２０｝は純銅標準粉末の｛２２０｝結晶面のＸ線回折強度である。
7. 請求項１〜６のいずれかに記載の銅合金板材であって、ＪＩＳ Ｈ３１１０に準拠した９０°Ｗ曲げ試験において割れが発生しない最小曲げ半径Ｒと板厚ｔとの比Ｒ／ｔの値がＬＤ（圧延方向）、ＴＤ（圧延方向と板厚方向に対し直角方向）とも１.０以下であり、時効処理後にＬＤの引張強さが１０００ＭＰａ以上となる性質を備えた、未だ時効処理されていない銅合金板材。
8. 請求項１〜６のいずれかに記載の銅合金板材であって、ＬＤ（圧延方向）の引張強さが８００ＭＰａ以上、ＪＩＳ Ｈ３１１０に準拠した９０°Ｗ曲げ試験において割れが発生しない最小曲げ半径Ｒと板厚ｔとの比Ｒ／ｔの値がＬＤ、ＴＤ（圧延方向と板厚方向に対し直角方向）とも１.０以下であり、上記Ｒ／ｔの値を得たときの曲げ試験片における曲げ加工部（３箇所のうち中央部）の実際の曲げ変形角度をθ（°）とするとき、スプリングバック量を示すθ−９０°の値がＬＤ、ＴＤとも５°以下となる曲げ加工性を備えた、最大硬度には届かない範囲で時効処理されている銅合金板材。
9. ４００℃以上での熱間圧延、圧延率８０％以上の冷間圧延、７００〜８５０℃での溶体化処理、圧延率０〜５０％の仕上げ冷間圧延を順次施す工程で銅合金板材を製造するに際し、熱間圧延工程において、７００℃以上の温度域で最初の圧延パスを実施し、かつ７００℃未満〜４００℃の温度域で圧延率４０％以上の圧延を行う請求項７に記載の銅合金板材の製造法。
10. ４００℃以上での熱間圧延、圧延率８０％以上の冷間圧延、７００〜８５０℃での溶体化処理、圧延率０〜５０％の仕上げ冷間圧延、２５０〜５５０℃の時効処理を順次施す工程で銅合金板材を製造するに際し、熱間圧延工程において、７００℃以上の温度域で最初の圧延パスを実施し、かつ７００℃未満〜４００℃の温度域で圧延率４０％以上の圧延を行う請求項８に記載の銅合金板材の製造法。
11. 時効処理工程において、当該時効処理後のＬＤの引張強さが８００ＭＰａ以上となり、かつ最大硬度には届かない範囲で時効処理温度および時間を設定して熱処理を実施する請求項１０に記載の銅合金板材の製造法。
12. 熱間圧延工程において、７００℃以上の温度域での圧延率を６０％以上とする請求項９〜１１のいずれかに記載の銅合金板材の製造法。
13. 溶体化処理工程において、溶体化処理後の平均結晶粒径が１０〜６０μｍとなるように、７００〜８５０℃域の保持時間および到達温度を設定して熱処理を実施する請求項９〜１２のいずれかに記載の銅合金板材の製造法。

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