JP2013253267A - 機械的な成形性に優れたＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】機械的な成形性、特にエリクセン値が良好で優れた張出し成形性を有するＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板及びその製造方法。
【解決手段】質量％で、Ｍｇ：０.２〜１.２％、Ｐ：０.００１〜０.２％、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板であり、後方散乱電子回折像システム付の走査型電子顕微鏡によるＥＢＳＤ法にて圧延面に平行な表面の結晶面の回折強度分布（逆極点図形）を測定し、測定面積内の｛１２３｝面の回折強度をＩ1、｛１１０｝面の回折強度をＩ2、｛１００｝面の回折強度をＩ3とした場合、Ｉ1／Ｉ3が１５．０〜２０．０であり、Ｉ2／Ｉ3が１５．０〜２０．０であり、測定面積内の結晶粒の粒径が１０μｍ以下であり、粒径が５μｍ以下である結晶粒の面積比率が７５％以上である。
【選択図】なし
【解決手段】質量％で、Ｍｇ：０.２〜１.２％、Ｐ：０.００１〜０.２％、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板であり、後方散乱電子回折像システム付の走査型電子顕微鏡によるＥＢＳＤ法にて圧延面に平行な表面の結晶面の回折強度分布（逆極点図形）を測定し、測定面積内の｛１２３｝面の回折強度をＩ1、｛１１０｝面の回折強度をＩ2、｛１００｝面の回折強度をＩ3とした場合、Ｉ1／Ｉ3が１５．０〜２０．０であり、Ｉ2／Ｉ3が１５．０〜２０．０であり、測定面積内の結晶粒の粒径が１０μｍ以下であり、粒径が５μｍ以下である結晶粒の面積比率が７５％以上である。
【選択図】なし
Description
本発明は、機械的な成形性に優れたＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板に関し、特に詳しくは、エリクセン値の良好な張出し成形性に優れたＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板及びその製造方法に関する。
電気及び電子用機器の端子及びコネクタ用の材料としては、黄銅やリン青銅が一般的に使用されていたが、最近の携帯電話やノートＰＣなどの電子機器の小型、薄型化、軽量化の進行により、その端子及びコネクタ部品もより小型で電極間ピッチの狭いものが使用される様になっている。また、自動車のエンジン回りの使用等では、高温で厳しい条件下での信頼性も要求されている。これに伴い、その電気的接続の信頼性を保つ必要性から、強度、導電率、ばね限界値、応力緩和特性、機械加工性、耐疲労性等の更なる向上が要求され、黄銅やリン青銅では対応出来なくなり、その代替えとして、出願人は、特許文献１〜５に示される様なＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金に着目し、優れた特性を有する高品質で高信頼性の端子及びコネクタ用の銅合金板（商品名「ＭＳＰ１」）を市場に提供している。
特許文献１には、Ｍｇ：０．３〜２重量％、Ｐ：０．００１〜０．０２重量％、Ｃ：０．０００２〜０．００１３重量％、酸素：０．０００２〜０．００１重量％を含有し、残りがＣｕおよび不可避不純物からなる組成、並びに、素地中に粒径：３μｍ以下の微細なＭｇを含む酸化物粒子が均一分散している組織を有する銅合金で構成されているコネクタ製造用銅合金薄板が開示されている。
特許文献２には、重量％で、Ｍｇ：０．１〜１．０％、Ｐ：０．００１〜０．０２％を含有し、残りがＣｕおよび不可避不純物からなる条材であって、表面結晶粒が長円形状をなし、この長円形状結晶粒の平均短径が５〜２０μｍ、平均長径／平均短径の値が１．５〜６．０なる寸法を有し、かかる長円形状結晶粒を形成するには、最終冷間圧延直前の最終焼鈍において平均結晶粒径が５〜２０μｍの範囲内になるように調整し、ついで最終冷間圧延工程において圧延率を３０〜８５％の範囲内とする金型を摩耗させることの少ない伸銅合金条材が開示されている。
特許文献３には、質量％で、Ｍｇ：０.３〜２％、Ｐ：０.００１〜０.１％、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条材であり、後方散乱電子回折像システム付の走査型電子顕微鏡によるＥＢＳＤ法にて、前記銅合金条材の表面の測定面積内の全ピクセルの方位を測定し、隣接するピクセル間の方位差が５°以上である境界を結晶粒界としたみなした場合の、結晶粒内の全ピクセル間の平均方位差が４°未満である結晶粒の面積割合が、前記測定面積の４５〜５５％であり、引張強さが６４１〜７０８Ｎ／ｍｍ2であり、ばね限界値が４７２〜５０３Ｎ／ｍｍ2である引張り強さとばね限界値が高レベルでバランスの取れたＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金及びその製造方法が開示されている。
特許文献４には、 質量％で、Ｍｇ：０.３〜２％、Ｐ：０.００１〜０.１％、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条材であり、後方散乱電子回折像システム付の走査型電子顕微鏡によるＥＢＳＤ法にて、ステップサイズ０．５μｍにて前記銅合金条材の表面の測定面積内の全ピクセルの方位を測定し、隣接するピクセル間の方位差が５°以上である境界を結晶粒界とみなした場合の、全結晶粒における結晶粒内の全ピクセル間の平均方位差の平均値が３．８〜４．２°であり、引張強さが６４１〜７０８Ｎ／ｍｍ2であり、ばね限界値が４７２〜５０３Ｎ／ｍｍ2であり、２００℃で１０００時間の熱処理後の応力緩和率が１２〜１９％である銅合金条材およびその製造方法が開示されている。
特許文献５には、質量％で、Ｍｇ：０.３〜２％、Ｐ：０.００１〜０.１％、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条材であり、後方散乱電子回折像システム付の走査型電子顕微鏡によるＥＢＳＤ法にて、ステップサイズ０．５μｍにて前記銅合金条材の表面の測定面積内の全ピクセルの方位を測定し、隣接するピクセル間の方位差が５°以上である境界を結晶粒界とみなした場合の、結晶粒内の全ピクセル間の平均方位差が４°未満である結晶粒の面積割合が、前記測定面積の４５〜５５％であり、前記測定面積内に存在する結晶粒の面積平均ＧＡＭが２．２〜３．０°であり、引張強さが６４１〜７０８Ｎ／ｍｍ2であり、ばね限界値が４７２〜５０３Ｎ／ｍｍ2であり、1×１０６回の繰り返し回数における両振り平面曲げ疲れ限度が３００〜３５０Ｎ／ｍｍ2である銅合金条材およびその製造方法が開示されている。
また、特許文献６には、高導電性および高強度を維持しながら、通常の曲げ加工性だけでなくノッチング後の曲げ加工性にも優れ、且つ、耐応力緩和特性に優れた安価な銅合金板材およびその製造方法として、０．２〜１．２質量％のＭｇと０．００１〜０．２質量％のＰを含み、残部がＣｕおよび不可避不純物である組成を有し、その銅合金板材の板面における｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛４２０｝とし、純銅標準粉末の｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ０｛４２０｝とすると、Ｉ｛４２０｝／Ｉ０｛４２０｝＞１．０を満たし、銅合金板材の板面における｛２２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛２２０｝とし、純銅標準粉末の｛２２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ０｛２２０｝とすると、１．０≦Ｉ｛２２０｝／Ｉ０｛２２０｝≦３．５を満たす結晶配向を有す銅合金板材が開示されている。
特許文献１〜５に基づく優れた品質を有するＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板は、出願人の商品名「ＭＳＰ１」として製造及び販売されており、表面処理、機械加工（主にプレス加工）等が施された後に、端子及びコネクタ材料として広範に使用されている。
最近の複雑で多様な端子及びコネクタの形状に対応するために、Ｃｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板も、曲げ加工性やプレス打ち抜き性と共に、複雑な機械加工に対する更なる成形性（プレス加工時の絞り、或いは、張出し成形性等）の良さが求められている。特に、張出し成形性には高い寸法精度が求められることが多く、低コスト化と共に、その成形性を示すエリクセン値の良好なＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板が求められている。
本発明では、出願人の商品名「ＭＳＰ１」を改良し、その優れた諸特性を保持しながら、機械的な成形性、特にエリクセン値が良好で優れた張出し成形性を有するＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板及びその製造方法を提供することを目的とする。
最近の複雑で多様な端子及びコネクタの形状に対応するために、Ｃｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板も、曲げ加工性やプレス打ち抜き性と共に、複雑な機械加工に対する更なる成形性（プレス加工時の絞り、或いは、張出し成形性等）の良さが求められている。特に、張出し成形性には高い寸法精度が求められることが多く、低コスト化と共に、その成形性を示すエリクセン値の良好なＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板が求められている。
本発明では、出願人の商品名「ＭＳＰ１」を改良し、その優れた諸特性を保持しながら、機械的な成形性、特にエリクセン値が良好で優れた張出し成形性を有するＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板及びその製造方法を提供することを目的とする。
従前より、本発明者らは、Ｘ線、或いは、ＳＥＭ・ＥＢＳＤ法にて、出願人の商品名「ＭＳＰ１」の銅合金組織表面の各結晶方位面、特に、｛１１０｝面、｛１２３｝面、｛１１１｝面、｛１００｝面に着目して種々の解析を実施しており、それらを基に鋭意検討の結果、質量％で、Ｍｇ：０.２〜１.２％、Ｐ：０.００１〜０.２％、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板において、後方散乱電子回折像システム付の走査型電子顕微鏡によるＥＢＳＤ法にて圧延面に平行な表面の結晶面の回折強度分布（逆極点図形）を測定し、測定面積内の｛１２３｝面の回折強度をＩ1、｛１１０｝面の回折強度をＩ2、｛１００｝面の回折強度をＩ3とした場合、Ｉ1／Ｉ3が１５．０〜２０．０であり、Ｉ2／Ｉ3が１５．０〜２０．０であり、測定面積内の結晶粒の粒径が１０μｍ以下であり、粒径が５μｍ以下である結晶粒の面積比率が７５％以上であると、その優れた諸特性を保持しながら、機械的な成形性、特にエリクセン値が良好となり、優れた張出し成形性を有することを見出した。
即ち、この張出し成形性を向上させるには、Ｃｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金の表面の組織を最適な条件に緻密化する必要があり、[｛１１０｝面及び｛１２３｝面の形成を増加し、｛１００｝面の形成を減じて、｛１１０｝面及び｛１２３｝面と｛１００｝面との回折強度比を最適な範囲内に収め、更には、結晶粒の粒径が１０μｍ以下であり、粒径が５μｍ以下である結晶粒の面積比率が７５％以上であることにより達成される。
即ち、この張出し成形性を向上させるには、Ｃｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金の表面の組織を最適な条件に緻密化する必要があり、[｛１１０｝面及び｛１２３｝面の形成を増加し、｛１００｝面の形成を減じて、｛１１０｝面及び｛１２３｝面と｛１００｝面との回折強度比を最適な範囲内に収め、更には、結晶粒の粒径が１０μｍ以下であり、粒径が５μｍ以下である結晶粒の面積比率が７５％以上であることにより達成される。
また、本発明者らは、溶解・鋳造、熱間圧延、冷間圧延、連続焼鈍、仕上げ冷間圧延、テンションレベリングをこの順序で行い、次の（１）〜（３）の条件にて、熱間圧延、冷間圧延、連続焼鈍、テンションレベリングを実施することにより、本発明のＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板が最適に製造されることも見出した。
（１）所定成分の銅合金を溶解・鋳造して銅合金鋳塊板を作製し、その銅合金鋳塊板の熱間圧延を、圧延開始温度；７００℃〜８００℃、総熱間圧延率；８０％以上、１パス当りの平均圧延率；１５％〜３０％にて実施し、冷間圧延を、圧延率；５０％以上にて実施することにより、｛１２３｝面及び｛１１０｝面と｛１００｝面の回折強度比、結晶粒径が規定値内に収まる素地を作る（特に、｛１１０｝の形成を増長させる）。
（２）連続焼鈍を、温度；３００℃〜５５０℃、時間；０．１分〜１０分にて実施することにより、焼鈍での再結晶化を極力抑えて、｛１００｝面の形成を抑制して規定値内に収める。
（３）テンションレベリングを、ラインテンション；１０Ｎ／ｍｍ2〜１４０Ｎ／ｍｍ2で実施することにより、｛１１０｝面の形成を増加して規定値内に収め、ローラーレベラーのロールの表面粗さ（Ｒａ）；０．０１〜０．１０μｍで実施することにより、ローラーレベラーのロールと銅合金板との摩擦を抑えて、銅合金板のローラーレベラーのロールと接触している側の圧縮ひずみを大きくすることにより、銅合金板表面の組織を緻密化し、｛１２３｝面の形成を増加して規定値内に収め、結晶粒径も規定値内に収める。
（１）所定成分の銅合金を溶解・鋳造して銅合金鋳塊板を作製し、その銅合金鋳塊板の熱間圧延を、圧延開始温度；７００℃〜８００℃、総熱間圧延率；８０％以上、１パス当りの平均圧延率；１５％〜３０％にて実施し、冷間圧延を、圧延率；５０％以上にて実施することにより、｛１２３｝面及び｛１１０｝面と｛１００｝面の回折強度比、結晶粒径が規定値内に収まる素地を作る（特に、｛１１０｝の形成を増長させる）。
（２）連続焼鈍を、温度；３００℃〜５５０℃、時間；０．１分〜１０分にて実施することにより、焼鈍での再結晶化を極力抑えて、｛１００｝面の形成を抑制して規定値内に収める。
（３）テンションレベリングを、ラインテンション；１０Ｎ／ｍｍ2〜１４０Ｎ／ｍｍ2で実施することにより、｛１１０｝面の形成を増加して規定値内に収め、ローラーレベラーのロールの表面粗さ（Ｒａ）；０．０１〜０．１０μｍで実施することにより、ローラーレベラーのロールと銅合金板との摩擦を抑えて、銅合金板のローラーレベラーのロールと接触している側の圧縮ひずみを大きくすることにより、銅合金板表面の組織を緻密化し、｛１２３｝面の形成を増加して規定値内に収め、結晶粒径も規定値内に収める。
即ち、本発明のＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板は、質量％で、Ｍｇ：０.２〜１.２％、Ｐ：０.００１〜０.２％、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板であり、後方散乱電子回折像システム付の走査型電子顕微鏡によるＥＢＳＤ法にて圧延面に平行な表面の結晶面の回折強度分布（逆極点図形）を測定し、測定面積内の｛１２３｝面の回折強度をＩ1、[１１０｝面の回折強度をＩ2、｛１００｝面の回折強度をＩ3とした場合、Ｉ1／Ｉ3が１５．０〜２０．０であり、Ｉ2／Ｉ3が１５．０〜２０．０であり、測定面積内の結晶粒の粒径が１０μｍ以下であり、粒径が５μｍ以下である結晶粒の面積比率が７５％以上であることを特徴とする。
Ｍｇは、Ｃｕの素地に固溶して導電性を損なうことなく、強度を向上させる。また、Ｐは、溶解鋳造時に脱酸作用があり、Ｍｇ成分と共存した状態で強度を向上させる。これらＭｇ、Ｐは、上記範囲内で含有することにより、その特性を有効に発揮することができる。
Ｍｇは、Ｃｕの素地に固溶して導電性を損なうことなく、強度を向上させる。また、Ｐは、溶解鋳造時に脱酸作用があり、Ｍｇ成分と共存した状態で強度を向上させる。これらＭｇ、Ｐは、上記範囲内で含有することにより、その特性を有効に発揮することができる。
特許文献６には、０．２〜１．２質量％のＭｇと０．００１〜０．２質量％のＰを含み、残部がＣｕおよび不可避不純物である組成を有する銅合金板材において、銅合金板材の板面における｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛４２０｝とし、純銅標準粉末の｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ0｛４２０｝とすると、Ｉ｛４２０｝／Ｉ0｛４２０｝＞１．０を満たし、銅合金板材の板面における｛２２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛２２０｝とし、純銅標準粉末の｛２２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ0｛２２０｝とすると、１．０≦Ｉ｛２２０｝／Ｉ0｛２２０｝≦３．５を満たす結晶配向を有すると、通常の曲げ加工性のみでなく、ノッチング後の曲げ加工性にも優れ、耐応力緩和特性に優れることが開示されている。
この文献では、Ｃｕ−Ｍｇ−Ｐ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ており、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Ｘ線回折強度に比べて非常に小さく、通常の製造方法によって製造されたＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金の板材では、｛４２０｝面からのＸ線回折強度は、無視される程度に弱くなるが、この文献による銅合金板材の製造方法の実施の形態によれば、｛４２０｝を主方位成分とする集合組織を有するＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板材を製造することができ、この集合組織が強く発達している程、曲げ加工性の向上に有利となることが開示されている。
この文献では、Ｃｕ−Ｍｇ−Ｐ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ており、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Ｘ線回折強度に比べて非常に小さく、通常の製造方法によって製造されたＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金の板材では、｛４２０｝面からのＸ線回折強度は、無視される程度に弱くなるが、この文献による銅合金板材の製造方法の実施の形態によれば、｛４２０｝を主方位成分とする集合組織を有するＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板材を製造することができ、この集合組織が強く発達している程、曲げ加工性の向上に有利となることが開示されている。
本発明では、この文献の考え方とは異なり、出願人の商品名「ＭＳＰ１」の機械的成形性の改善を進めて行く過程で、Ｍｇが０.２〜１.２質量％、Ｐが０.００１〜０.２質量％、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板について、該銅合金板の後方散乱電子回折像システム付の走査型電子顕微鏡によるＥＢＳＤ法にて圧延面に平行な表面の結晶面の回折強度分布（逆極点図形）を測定し、測定面積内の｛１２３｝面の回折強度をＩ1、｛１１０｝面の回折強度をＩ2、｛１００｝面の回折強度をＩ3とした場合、Ｉ1／Ｉ3が１５．０〜２０．０であり、Ｉ2／Ｉ3が１５．０〜２０．０とする、即ち、｛１２３｝面と｛１１０｝面の形成を増長し、｛１００｝面の形成を極力抑制し、更に、結晶粒の粒径が１０μｍ以下であり、粒径が５μｍ以下である結晶粒の面積比率が７５％以上とすることにより、銅合金板は、従来の諸特性を維持しながら、機械的成形性、特にエリクセン値が良好で優れた張出し成形性を有することを見出した。
これらの３つの条件（Ｉ1／Ｉ3、Ｉ2／Ｉ3、結晶粒径）を全て満たしていないと、その効果は得られない。
従来の諸特性とは、出願人の商品名「ＭＳＰ１」の１／４Ｈ材、１／２Ｈ材、Ｈ材、ＥＨ材、ＳＨ材に該当する物理的、機械的、各種特性を意味する。
また、｛１１０｝面は、張出し成形性のみでなく、出願人のＰＣＴ/ＪＰ２０１２/ ５９２５７で開示されるように、高温での耐疲労特性の向上にも関与する重要な因子でもある。
Ｉ1／Ｉ3及びＩ2／Ｉ3の値は大きいことが好ましいが、抑制したい｛１００｝面の形成を皆無にすることは、製造技術の問題点から難しく、Ｉ1／Ｉ3及びＩ2／Ｉ3が２０を超えることはない。
結晶粒の粒径が１０μｍ以下であり、粒径が５μｍ以下である結晶粒の面積比率を７５％以上とすることにより、結晶粒が最適範囲となり表面の緻密化されるが、面積比率が７５％未満であると、表面の緻密化が充分ではなく、期待する効果は得られない。この場合、面積比率とは、測定面積内の全結晶粒に占める粒径が５μｍ以下の結晶粒の割合である。
これらの３つの条件（Ｉ1／Ｉ3、Ｉ2／Ｉ3、結晶粒径）を全て満たしていないと、その効果は得られない。
従来の諸特性とは、出願人の商品名「ＭＳＰ１」の１／４Ｈ材、１／２Ｈ材、Ｈ材、ＥＨ材、ＳＨ材に該当する物理的、機械的、各種特性を意味する。
また、｛１１０｝面は、張出し成形性のみでなく、出願人のＰＣＴ/ＪＰ２０１２/ ５９２５７で開示されるように、高温での耐疲労特性の向上にも関与する重要な因子でもある。
Ｉ1／Ｉ3及びＩ2／Ｉ3の値は大きいことが好ましいが、抑制したい｛１００｝面の形成を皆無にすることは、製造技術の問題点から難しく、Ｉ1／Ｉ3及びＩ2／Ｉ3が２０を超えることはない。
結晶粒の粒径が１０μｍ以下であり、粒径が５μｍ以下である結晶粒の面積比率を７５％以上とすることにより、結晶粒が最適範囲となり表面の緻密化されるが、面積比率が７５％未満であると、表面の緻密化が充分ではなく、期待する効果は得られない。この場合、面積比率とは、測定面積内の全結晶粒に占める粒径が５μｍ以下の結晶粒の割合である。
本発明では、各結晶面の回折強度分布（逆極点図形）の測定は、後方散乱電子回折像システム付の走査型電子顕微鏡によるＥＢＳＤ法にて実施した。
各結晶面の分布等を表示する方法としては、正極点図形と逆極点図形とがあり、正極点図形は、測定試料の試料軸を固定した平面図形表示であり、結晶面の３次元的な状態を読み取ることができる。逆極点図形は、測定試料の結晶軸を固定した平面図形表示であり、本発明では、この逆極点図形を用い、｛１２３｝面、[１１０｝面、｛１００｝面の回折強度に着目した。
また、本発明では、張出し成形性の評価をエリクセン値（銅合金薄膜を円環状の台において、中心を球状の突起で押し、銅合金薄膜が破壊するまでに球状突起が侵入した深さをｍｍ単位で表した数値）にて評価した。
各結晶面の分布等を表示する方法としては、正極点図形と逆極点図形とがあり、正極点図形は、測定試料の試料軸を固定した平面図形表示であり、結晶面の３次元的な状態を読み取ることができる。逆極点図形は、測定試料の結晶軸を固定した平面図形表示であり、本発明では、この逆極点図形を用い、｛１２３｝面、[１１０｝面、｛１００｝面の回折強度に着目した。
また、本発明では、張出し成形性の評価をエリクセン値（銅合金薄膜を円環状の台において、中心を球状の突起で押し、銅合金薄膜が破壊するまでに球状突起が侵入した深さをｍｍ単位で表した数値）にて評価した。
また、本発明の優れた耐疲労特性を有するＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板は、更に、０．０００２〜０．００１３質量％のＣと０．０００２〜０．００１質量％の酸素を含有することを特徴とする。
Ｃは、純銅に対して非常に入りにくい元素であるが、微量に含まれることにより、Ｍｇを含む酸化物が大きく成長するのを抑制する作用がある。しかし、その含有量が０．０００１質量％未満ではその効果が十分でなく、一方、０．００１３質量％を越えて含有すると、固溶限度を越えて結晶粒界に析出し、粒界割れを発生させて脆化し、曲げ加工中に割れが発生することがあるので好ましくない。より好ましい範囲は、０．０００３〜０．００１０質量％である。
酸素は、Ｍｇとともに酸化物を作り、この酸化物が微細で微量存在すると、打抜き金型の摩耗低減に有効であるが、その含有量が０．０００２質量％未満ではその効果が十分でなく、一方、０．００１質量％を越えて含有するとＭｇを含む酸化物が大きく成長するので好ましくない。より好ましい範囲は０．０００３〜０．００８質量％である。
また、本発明の優れた耐疲労特性を有するＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板は、更に、０．００１〜０．０３％質量％のＺｒを含有することを特徴とする。
Ｚｒは、０．００１〜０．０３質量％の添加により、引張強さ及びばね限界値の向上に寄与し、その添加範囲外では、効果は望めない。
Ｃは、純銅に対して非常に入りにくい元素であるが、微量に含まれることにより、Ｍｇを含む酸化物が大きく成長するのを抑制する作用がある。しかし、その含有量が０．０００１質量％未満ではその効果が十分でなく、一方、０．００１３質量％を越えて含有すると、固溶限度を越えて結晶粒界に析出し、粒界割れを発生させて脆化し、曲げ加工中に割れが発生することがあるので好ましくない。より好ましい範囲は、０．０００３〜０．００１０質量％である。
酸素は、Ｍｇとともに酸化物を作り、この酸化物が微細で微量存在すると、打抜き金型の摩耗低減に有効であるが、その含有量が０．０００２質量％未満ではその効果が十分でなく、一方、０．００１質量％を越えて含有するとＭｇを含む酸化物が大きく成長するので好ましくない。より好ましい範囲は０．０００３〜０．００８質量％である。
また、本発明の優れた耐疲労特性を有するＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板は、更に、０．００１〜０．０３％質量％のＺｒを含有することを特徴とする。
Ｚｒは、０．００１〜０．０３質量％の添加により、引張強さ及びばね限界値の向上に寄与し、その添加範囲外では、効果は望めない。
本発明のＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板の製造方法は、熱間圧延、冷間圧延、連続焼鈍、仕上げ冷間圧延、テンションレベリングをこの順序で行う工程で前記銅合金板を製造するに際し、前記熱間圧延を、圧延開始温度；７００℃〜８００℃、総熱間圧延率；８０％以上、１パス当りの平均圧延率；１５％〜３０％にて実施し、前記冷間圧延を、圧延率；５０％以上にて実施し、前記連続焼鈍を、温度；３００℃〜５５０℃、時間；０．１分〜１０分にて実施し、テンションレベリングを、ラインテンション；１０Ｎ／ｍｍ2〜１４０Ｎ／ｍｍ2、ローラーレベラーのロールの表面粗さ（Ｒａ）；０．０１〜０．１０μｍにて実施することを特徴とする。
出願人の特許文献３、特許文献４、特許文献５では、Ｃｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板の製造方法として、熱間圧延、溶体化処理、仕上げ冷間圧延、低温焼鈍をこの順序で含む工程で銅合金を製造するに際して、熱間圧延開始温度が７００℃〜８００℃で、総熱間圧延率が９０％以上であり、１パス当りの平均圧延率が１０％〜３５％として前記熱間圧延を行い、前記溶体化処理後の銅合金板のビッカース硬さを８０〜１００Ｈｖに調整し、前記低温焼鈍を２５０〜４５０℃にて３０秒〜１８０秒にて実施することを開示しており、出願人の特許文献４では、更に、仕上げ冷間圧延における総圧延率を５０〜８０％にて実施することが開示されている。
また、特許文献６には、Ｃｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板の製造方法として、９００℃〜３００℃における熱間圧延として９００℃〜６００℃で最初の圧延パスを行った後に６００℃未満〜３００℃で圧延率４０％以上の圧延を行い、次いで、圧延率８５％以上で冷間圧延を行い、その後、４００〜７００℃における再結晶焼鈍と、圧延率２０〜７０％の仕上げ冷間圧延を順次行うことにより、銅合金板材を製造することが開示されている。
また、特許文献６には、Ｃｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板の製造方法として、９００℃〜３００℃における熱間圧延として９００℃〜６００℃で最初の圧延パスを行った後に６００℃未満〜３００℃で圧延率４０％以上の圧延を行い、次いで、圧延率８５％以上で冷間圧延を行い、その後、４００〜７００℃における再結晶焼鈍と、圧延率２０〜７０％の仕上げ冷間圧延を順次行うことにより、銅合金板材を製造することが開示されている。
本発明のＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板の製造方法は、出願人の特許文献３、特許文献４、特許文献５の製造方法を改良し、テンションレベリングにより、｛１１０｝面、｛１２３｝面及び結晶粒径を規定範囲値内に収める、即ち、最適なテンションレベリングにて、銅合金板に繰り返し曲げ加工、引張り応力を与えて、結晶粒径を調整し、｛１１０｝面及び｛１２３｝面の形成を増加させて、表面組織を緻密化し個々の粒界に作用する応力を低下させることにより、優れた張出し成形性を有するＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板を得ることが大きな特徴である。
テンションレベリングとは、ローラーレベラー（千鳥にならぶロールに銅合金板を挿入して繰り返し逆方向に曲げ加工する装置）に対して、前後方向に張力を与えることにより、銅合金板の平坦度を矯正する加工であり、ラインテンションとは、入側および巻取側テンション負荷装置によりローラーレベラー内の銅合金板に負荷される張力である。このラインテンションと共に、ローラーレベラーの各ロールの表面粗さ（Ｒａ）も、銅合金の表面組織の緻密化に大きな影響を及ぼす。
テンションレベリングとは、ローラーレベラー（千鳥にならぶロールに銅合金板を挿入して繰り返し逆方向に曲げ加工する装置）に対して、前後方向に張力を与えることにより、銅合金板の平坦度を矯正する加工であり、ラインテンションとは、入側および巻取側テンション負荷装置によりローラーレベラー内の銅合金板に負荷される張力である。このラインテンションと共に、ローラーレベラーの各ロールの表面粗さ（Ｒａ）も、銅合金の表面組織の緻密化に大きな影響を及ぼす。
具体的には、次の製造方法と理由により、本発明のＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板が最適に製造される。
（１）所定成分の銅合金を溶解・鋳造して銅合金鋳塊板を作製し、その銅合金鋳塊板の熱間圧延を、圧延開始温度；７００℃〜８００℃、総熱間圧延率；８０％以上、１パス当りの平均圧延率；１５％〜３０％にて実施し、冷間圧延を、圧延率；５０％以上にて実施することにより、｛１２３｝面及び｛１１０｝面と｛１００｝面の回折強度比、結晶粒径が規定値内に収まる素地を作る（特に、｛１１０｝の形成を増長させる）。
（２）連続焼鈍を、温度；３００℃〜５５０℃、時間；０．１分〜１０分にて実施することにより、焼鈍での再結晶化を極力抑えて、｛１００｝面の形成を抑制して規定値内に収める。
（３）テンションレベリングを、ラインテンション；１０Ｎ／ｍｍ2〜１４０Ｎ／ｍｍ2で実施することにより、｛１１０｝面の形成を増加して規定値内に収め、ローラーレベラーのロールの表面粗さ（Ｒａ）；０．０１〜０．１０μｍで実施することにより、ローラーレベラーローのロールと銅合金板との摩擦を抑えて、銅合金板のローラーレベラーのロールと接触している側の圧縮ひずみを大きくすることにより、銅合金板表面の組織を緻密化し、｛１２３｝面の形成を増加して規定値内に収め、結晶粒径も規定値内に収める。
これらの熱間圧延、冷間圧延、連続焼鈍、テンションレベリングの製造条件の何れか一つが外れても、３つの条件（Ｉ1／Ｉ3、Ｉ2／Ｉ3、結晶粒径）を全て満たした機械的な成形性に優れたＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板を得ることはできない。
（１）所定成分の銅合金を溶解・鋳造して銅合金鋳塊板を作製し、その銅合金鋳塊板の熱間圧延を、圧延開始温度；７００℃〜８００℃、総熱間圧延率；８０％以上、１パス当りの平均圧延率；１５％〜３０％にて実施し、冷間圧延を、圧延率；５０％以上にて実施することにより、｛１２３｝面及び｛１１０｝面と｛１００｝面の回折強度比、結晶粒径が規定値内に収まる素地を作る（特に、｛１１０｝の形成を増長させる）。
（２）連続焼鈍を、温度；３００℃〜５５０℃、時間；０．１分〜１０分にて実施することにより、焼鈍での再結晶化を極力抑えて、｛１００｝面の形成を抑制して規定値内に収める。
（３）テンションレベリングを、ラインテンション；１０Ｎ／ｍｍ2〜１４０Ｎ／ｍｍ2で実施することにより、｛１１０｝面の形成を増加して規定値内に収め、ローラーレベラーのロールの表面粗さ（Ｒａ）；０．０１〜０．１０μｍで実施することにより、ローラーレベラーローのロールと銅合金板との摩擦を抑えて、銅合金板のローラーレベラーのロールと接触している側の圧縮ひずみを大きくすることにより、銅合金板表面の組織を緻密化し、｛１２３｝面の形成を増加して規定値内に収め、結晶粒径も規定値内に収める。
これらの熱間圧延、冷間圧延、連続焼鈍、テンションレベリングの製造条件の何れか一つが外れても、３つの条件（Ｉ1／Ｉ3、Ｉ2／Ｉ3、結晶粒径）を全て満たした機械的な成形性に優れたＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板を得ることはできない。
本発明により、機械的な成形性、特にエリクセン値が良好で優れた張出し成形性を有するＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板及びその製造方法が提供される。
以下、本発明の実施形態について詳細に説明する。
[銅合金板の成分組成]
本発明のＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板は、０．２〜１．２質量％のＭｇと０．００１〜０．２質量％のＰを含み、残部がＣｕおよび不可避不純物である基本組成を有する。
Ｍｇは、Ｃｕの素地に固溶して導電性を損なうことなく、強度を向上させる。また、Ｐは、溶解鋳造時に脱酸作用があり、Ｍｇ成分と共存した状態で強度を向上させる。これらＭｇ、Ｐは上記の範囲で含有することにより、その特性を有効に発揮することができる。
また、本発明のＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板は、上記の基本組成に対して、更に０．０００２〜０．００１３質量％のＣと０．０００２〜０．００１質量％の酸素を含有するのが好ましい。
Ｃは、純銅に対して非常に入りにくい元素であるが、微量に含まれることにより、Ｍｇを含む酸化物が大きく成長するのを抑制する作用がある。しかし、その含有量が０．０００１質量％未満ではその効果が十分でなく、一方、０．００１３質量％を越えて含有すると、固溶限度を越えて結晶粒界に析出し、粒界割れを発生させて脆化し、曲げ加工中に割れが発生することがあるので好ましくない。より好ましい範囲は、０．０００３〜０．００１０質量％である。
酸素は、Ｍｇとともに酸化物を作り、この酸化物が微細で微量存在すると、打抜き金型の摩耗低減に有効であるが、その含有量が０．０００２質量％未満ではその効果が十分でなく、一方、０．００１質量％を越えて含有するとＭｇを含む酸化物が大きく成長するので好ましくない。より好ましい範囲は０．０００３〜０．００８質量％である。
また、本発明のＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板は、上記の基本組成に対して、或いは、上記の基本組成に上記のＣ及び酸素を含む組成に対して、更に、０．００１〜０．０３％質量％のＺｒを含有するのが好ましい。
Ｚｒは、０．００１〜０．０３質量％の添加により、引張強さ及びばね限界値の向上に寄与し、その添加範囲外では、効果は望めない。
[銅合金板の成分組成]
本発明のＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板は、０．２〜１．２質量％のＭｇと０．００１〜０．２質量％のＰを含み、残部がＣｕおよび不可避不純物である基本組成を有する。
Ｍｇは、Ｃｕの素地に固溶して導電性を損なうことなく、強度を向上させる。また、Ｐは、溶解鋳造時に脱酸作用があり、Ｍｇ成分と共存した状態で強度を向上させる。これらＭｇ、Ｐは上記の範囲で含有することにより、その特性を有効に発揮することができる。
また、本発明のＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板は、上記の基本組成に対して、更に０．０００２〜０．００１３質量％のＣと０．０００２〜０．００１質量％の酸素を含有するのが好ましい。
Ｃは、純銅に対して非常に入りにくい元素であるが、微量に含まれることにより、Ｍｇを含む酸化物が大きく成長するのを抑制する作用がある。しかし、その含有量が０．０００１質量％未満ではその効果が十分でなく、一方、０．００１３質量％を越えて含有すると、固溶限度を越えて結晶粒界に析出し、粒界割れを発生させて脆化し、曲げ加工中に割れが発生することがあるので好ましくない。より好ましい範囲は、０．０００３〜０．００１０質量％である。
酸素は、Ｍｇとともに酸化物を作り、この酸化物が微細で微量存在すると、打抜き金型の摩耗低減に有効であるが、その含有量が０．０００２質量％未満ではその効果が十分でなく、一方、０．００１質量％を越えて含有するとＭｇを含む酸化物が大きく成長するので好ましくない。より好ましい範囲は０．０００３〜０．００８質量％である。
また、本発明のＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板は、上記の基本組成に対して、或いは、上記の基本組成に上記のＣ及び酸素を含む組成に対して、更に、０．００１〜０．０３％質量％のＺｒを含有するのが好ましい。
Ｚｒは、０．００１〜０．０３質量％の添加により、引張強さ及びばね限界値の向上に寄与し、その添加範囲外では、効果は望めない。
[銅合金板の集合組織]
本発明のＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板は、質量％で、Ｍｇ：０.２〜１.２％、Ｐ：０.００１〜０.２％、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板であり、後方散乱電子回折像システム付の走査型電子顕微鏡によるＥＢＳＤ法にて圧延面に平行な表面の結晶面の回折強度分布（逆極点図形）を測定し、測定面積内の｛１２３｝面の回折強度をＩ1、[１１０｝面の回折強度をＩ2、｛１００｝面の回折強度をＩ３とした場合、Ｉ1／Ｉ3が１５．０〜２０．０であり、Ｉ2／Ｉ3が１５．０〜２０．０であり、測定面積内の結晶粒の粒径が１０μｍ以下であり、粒径が５μｍ以下である結晶粒の面積比率が７５％以上である。
本発明のＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板は、質量％で、Ｍｇ：０.２〜１.２％、Ｐ：０.００１〜０.２％、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板であり、後方散乱電子回折像システム付の走査型電子顕微鏡によるＥＢＳＤ法にて圧延面に平行な表面の結晶面の回折強度分布（逆極点図形）を測定し、測定面積内の｛１２３｝面の回折強度をＩ1、[１１０｝面の回折強度をＩ2、｛１００｝面の回折強度をＩ３とした場合、Ｉ1／Ｉ3が１５．０〜２０．０であり、Ｉ2／Ｉ3が１５．０〜２０．０であり、測定面積内の結晶粒の粒径が１０μｍ以下であり、粒径が５μｍ以下である結晶粒の面積比率が７５％以上である。
特許文献６には、０．２〜１．２質量％のＭｇと０．００１〜０．２質量％のＰを含み、残部がＣｕおよび不可避不純物である組成を有する銅合金板材において、銅合金板材の板面における｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛４２０｝とし、純銅標準粉末の｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ0｛４２０｝とすると、Ｉ｛４２０｝／Ｉ0｛４２０｝＞１．０を満たし、銅合金板材の板面における｛２２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛２２０｝とし、純銅標準粉末の｛２２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ0｛２２０｝とすると、１．０≦Ｉ｛２２０｝／Ｉ0｛２２０｝≦３．５を満たす結晶配向を有すると、通常の曲げ加工性のみでなく、ノッチング後の曲げ加工性にも優れ、耐応力緩和特性に優れることが開示されている。
この文献では、Ｃｕ−Ｍｇ−Ｐ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ており、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Ｘ線回折強度に比べて非常に小さく、通常の製造方法によって製造されたＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金の板材では、｛４２０｝面からのＸ線回折強度は、無視される程度に弱くなるが、この文献による銅合金板材の製造方法の実施の形態によれば、｛４２０｝を主方位成分とする集合組織を有するＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板材を製造することができ、この集合組織が強く発達している程、曲げ加工性の向上に有利となることが開示されている。
この文献では、Ｃｕ−Ｍｇ−Ｐ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ており、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Ｘ線回折強度に比べて非常に小さく、通常の製造方法によって製造されたＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金の板材では、｛４２０｝面からのＸ線回折強度は、無視される程度に弱くなるが、この文献による銅合金板材の製造方法の実施の形態によれば、｛４２０｝を主方位成分とする集合組織を有するＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板材を製造することができ、この集合組織が強く発達している程、曲げ加工性の向上に有利となることが開示されている。
本発明では、この文献の考え方とは異なり、出願人の商品名「ＭＳＰ１」の機械的成形性の改善を進めて行く過程で、銅合金板の後方散乱電子回折像システム付の走査型電子顕微鏡によるＥＢＳＤ法にて圧延面に平行な表面の結晶面の回折強度分布（逆極点図形）を測定し、測定面積内の｛１２３｝面の回折強度をＩ1、｛１１０｝面の回折強度をＩ2、｛１００｝面の回折強度をＩ3とした場合、Ｉ1／Ｉ3が１５．０〜２０．０であり、Ｉ2／Ｉ3が１５．０〜２０．０とする、即ち、｛１２３｝面と｛１１０｝面の形成を増長し、｛１００｝面の形成を極力抑制し、更に、結晶粒の粒径が１０μｍ以下であり、粒径が５μｍ以下である結晶粒の面積比率が７５％以上とすることにより、銅合金板は、従来の諸特性を維持しながら、機械的成形性、特にエリクセン値が良好で優れた張出し成形性を有することを見出している。
これらの３つの条件（Ｉ1／Ｉ3、Ｉ2／Ｉ3、結晶粒径）を全て満たしていないと、その効果は期待できない。
従来の諸特性とは、出願人の商品名「ＭＳＰ１」の１／４Ｈ材、１／２Ｈ材、Ｈ材、ＥＨ材、ＳＨ材に該当する物理的、機械的、各種特性を意味する。
また、[１１０｝面は、張出し成形性のみでなく、出願人のＰＣＴ/ＪＰ２０１２/ ５９２５７で開示されるように、高温での耐疲労特性の向上にも関与する重要な因子でもある。
Ｉ1／Ｉ3及びＩ2／Ｉ3の値は大きいことが好ましいが、抑制したい｛１００｝面の形成を皆無にすることは、製造技術の問題点から難しく、Ｉ1／Ｉ3及びＩ2／Ｉ3が２０を超えることはない。
結晶粒の粒径が１０μｍ以下であり、粒径が５μｍ以下である結晶粒の面積比率を７５％以上とすることにより、結晶粒が最適範囲となり表面の緻密化されるが、面積比率が７５％未満であると、表面の緻密化が充分ではなく、期待する効果は得られない。この場合、面積比率とは、測定面積内の全結晶粒に占める粒径が５μｍ以下の結晶粒の割合である。
これらの３つの条件（Ｉ1／Ｉ3、Ｉ2／Ｉ3、結晶粒径）を全て満たしていないと、その効果は期待できない。
従来の諸特性とは、出願人の商品名「ＭＳＰ１」の１／４Ｈ材、１／２Ｈ材、Ｈ材、ＥＨ材、ＳＨ材に該当する物理的、機械的、各種特性を意味する。
また、[１１０｝面は、張出し成形性のみでなく、出願人のＰＣＴ/ＪＰ２０１２/ ５９２５７で開示されるように、高温での耐疲労特性の向上にも関与する重要な因子でもある。
Ｉ1／Ｉ3及びＩ2／Ｉ3の値は大きいことが好ましいが、抑制したい｛１００｝面の形成を皆無にすることは、製造技術の問題点から難しく、Ｉ1／Ｉ3及びＩ2／Ｉ3が２０を超えることはない。
結晶粒の粒径が１０μｍ以下であり、粒径が５μｍ以下である結晶粒の面積比率を７５％以上とすることにより、結晶粒が最適範囲となり表面の緻密化されるが、面積比率が７５％未満であると、表面の緻密化が充分ではなく、期待する効果は得られない。この場合、面積比率とは、測定面積内の全結晶粒に占める粒径が５μｍ以下の結晶粒の割合である。
[銅合金板の各結晶面の回折強度分布（逆極点図形）の測定、エリクセン値]
本発明では、各結晶面の回折強度分布（逆極点図形）の測定は、後方散乱電子回折像システム付の走査型電子顕微鏡によるＥＢＳＤ法にて実施した。
各結晶面の分布等を表示する方法としては、正極点図形と逆極点図形とがあり、正極点図形は、測定試料の試料軸を固定した平面図形表示であり、結晶面の３次元的な状態を読み取ることができる。逆極点図形は、測定試料の結晶軸を固定した平面図形表示であり、本発明では、この逆極点図形を用い、｛１２３｝面、｛１１０｝面、｛１００｝面の回折強度に着目した。
また、本発明では、張出し成形性の評価をエリクセン値（銅合金薄板を円環状の台において、中心を球状の突起で押し、銅合金薄板が破壊するまでに球状突起が侵入した深さをｍｍ単位で表した数値）にて評価した。
本発明では、各結晶面の回折強度分布（逆極点図形）の測定は、後方散乱電子回折像システム付の走査型電子顕微鏡によるＥＢＳＤ法にて実施した。
各結晶面の分布等を表示する方法としては、正極点図形と逆極点図形とがあり、正極点図形は、測定試料の試料軸を固定した平面図形表示であり、結晶面の３次元的な状態を読み取ることができる。逆極点図形は、測定試料の結晶軸を固定した平面図形表示であり、本発明では、この逆極点図形を用い、｛１２３｝面、｛１１０｝面、｛１００｝面の回折強度に着目した。
また、本発明では、張出し成形性の評価をエリクセン値（銅合金薄板を円環状の台において、中心を球状の突起で押し、銅合金薄板が破壊するまでに球状突起が侵入した深さをｍｍ単位で表した数値）にて評価した。
[銅合金板の製造方法]
本発明のＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板の製造方法は、熱間圧延、冷間圧延、連続焼鈍、仕上げ冷間圧延、テンションレベリングをこの順序で行う工程で前記銅合金板を製造するに際し、前記熱間圧延を、圧延開始温度；７００℃〜８００℃、総熱間圧延率；８０％以上、１パス当りの平均圧延率；１５％〜３０％にて実施し、前記冷間圧延を、圧延率；５０％以上にて実施し、前記連続焼鈍を、温度；３００℃〜５５０℃、時間；０．１分〜１０分にて実施し、テンションレベリングを、ラインテンション；１０Ｎ／ｍｍ2〜１４０Ｎ／ｍｍ2、ローラーレベラーのロールの表面粗さ（Ｒａ）；０．０１〜０．１０μｍにて実施することを特徴とする。
本発明のＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板の製造方法は、熱間圧延、冷間圧延、連続焼鈍、仕上げ冷間圧延、テンションレベリングをこの順序で行う工程で前記銅合金板を製造するに際し、前記熱間圧延を、圧延開始温度；７００℃〜８００℃、総熱間圧延率；８０％以上、１パス当りの平均圧延率；１５％〜３０％にて実施し、前記冷間圧延を、圧延率；５０％以上にて実施し、前記連続焼鈍を、温度；３００℃〜５５０℃、時間；０．１分〜１０分にて実施し、テンションレベリングを、ラインテンション；１０Ｎ／ｍｍ2〜１４０Ｎ／ｍｍ2、ローラーレベラーのロールの表面粗さ（Ｒａ）；０．０１〜０．１０μｍにて実施することを特徴とする。
出願人の特許文献３、特許文献４、特許文献５では、Ｃｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板の製造方法として、熱間圧延、溶体化処理、仕上げ冷間圧延、低温焼鈍をこの順序で含む工程で銅合金を製造するに際して、熱間圧延開始温度が７００℃〜８００℃で、総熱間圧延率が９０％以上であり、１パス当りの平均圧延率が１０％〜３５％として前記熱間圧延を行い、前記溶体化処理後の銅合金板のビッカース硬さを８０〜１００Ｈｖに調整し、前記低温焼鈍を２５０〜４５０℃にて３０秒〜１８０秒にて実施することを開示しており、出願人の特許文献４では、更に、仕上げ冷間圧延における総圧延率を５０〜８０％にて実施することを開示している。
また、特許文献６には、Ｃｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板の製造方法として、９００℃〜３００℃における熱間圧延として９００℃〜６００℃で最初の圧延パスを行った後に６００℃未満〜３００℃で圧延率４０％以上の圧延を行い、次いで、圧延率８５％以上で冷間圧延を行い、その後、４００〜７００℃における再結晶焼鈍と、圧延率２０〜７０％の仕上げ冷間圧延を順次行うことにより、銅合金板材を製造することが開示されている。
また、特許文献６には、Ｃｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板の製造方法として、９００℃〜３００℃における熱間圧延として９００℃〜６００℃で最初の圧延パスを行った後に６００℃未満〜３００℃で圧延率４０％以上の圧延を行い、次いで、圧延率８５％以上で冷間圧延を行い、その後、４００〜７００℃における再結晶焼鈍と、圧延率２０〜７０％の仕上げ冷間圧延を順次行うことにより、銅合金板材を製造することが開示されている。
本発明のＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板の製造方法は、出願人の特許文献３、特許文献４、特許文献５の製造方法を改良し、テンションレベリングにより、｛１１０｝面、｛１２３｝面及び結晶粒径を規定範囲値内に収める、即ち、最適なテンションレベリングにて、銅合金板に繰り返し曲げ加工、引張り応力を与えて、結晶粒径を調整し、｛１１０｝面及び｛１２３｝面の形成を増加させて、表面組織を緻密化し個々の粒界に作用する応力を低下させることにより、優れた張出し成形性を有するＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板を得ることが大きな特徴である。
テンションレベリングとは、千鳥に並ぶロールに材料を通して繰り返し逆方向に曲げ加工するローラーレベラーに前後方向に張力を与えることにより、材料の平坦度を矯正する加工である。このテンションレベリングでは、材料に、バックテンション、ラインテンション、フロントテンションの張力が負荷される。バックテンションとは、アンコイラーと入側テンション負荷装置との間の材料に負荷される張力であり、ラインテンションとは、入側および巻取側テンション負荷装置によりローラーレベラー内の材料に負荷される張力であり、フロントテンションとはリコイラーと巻取側テンション負荷装置との間の材料に負荷される張力である。
図１に示すように、アンコイラー９に巻かれた銅合金板６は、テンションレベラ１０の入側テンション負荷装置１１を通過し、ローラーレベラー１３により繰り返し曲げ加工されて銅合金板７となり、巻取側テンション負荷装置１２を通過後、銅合金板８となりリコイラー１４に巻き取られる。この際、バックテンションＢ１はアンコイラー９と入側テンション負荷装置１１との間の銅合金板６に負荷される。ラインテンションＬは入側テンション負荷装置１１と巻取側テンション負荷装置１２の間の銅合金板７に負荷される（ローラーレベラー１３内では均一な張力である）。フロントテンションＦ１はリコイラー１４と巻取側テンション負荷装置１２との間の銅合金板８に負荷される張力である。
このラインテンションＬと共に、ローラーレベラー１３の各ロールの表面粗さ（Ｒａ）が、銅合金の表面組織の緻密化に大きな影響を及ぼす。
テンションレベリングとは、千鳥に並ぶロールに材料を通して繰り返し逆方向に曲げ加工するローラーレベラーに前後方向に張力を与えることにより、材料の平坦度を矯正する加工である。このテンションレベリングでは、材料に、バックテンション、ラインテンション、フロントテンションの張力が負荷される。バックテンションとは、アンコイラーと入側テンション負荷装置との間の材料に負荷される張力であり、ラインテンションとは、入側および巻取側テンション負荷装置によりローラーレベラー内の材料に負荷される張力であり、フロントテンションとはリコイラーと巻取側テンション負荷装置との間の材料に負荷される張力である。
図１に示すように、アンコイラー９に巻かれた銅合金板６は、テンションレベラ１０の入側テンション負荷装置１１を通過し、ローラーレベラー１３により繰り返し曲げ加工されて銅合金板７となり、巻取側テンション負荷装置１２を通過後、銅合金板８となりリコイラー１４に巻き取られる。この際、バックテンションＢ１はアンコイラー９と入側テンション負荷装置１１との間の銅合金板６に負荷される。ラインテンションＬは入側テンション負荷装置１１と巻取側テンション負荷装置１２の間の銅合金板７に負荷される（ローラーレベラー１３内では均一な張力である）。フロントテンションＦ１はリコイラー１４と巻取側テンション負荷装置１２との間の銅合金板８に負荷される張力である。
このラインテンションＬと共に、ローラーレベラー１３の各ロールの表面粗さ（Ｒａ）が、銅合金の表面組織の緻密化に大きな影響を及ぼす。
具体的には、次の製造方法と理由により、本発明のＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板が最適に製造される。
（１）所定成分の銅合金を溶解・鋳造して銅合金鋳塊板を作製し、その銅合金鋳塊板の熱間圧延を、圧延開始温度；７００℃〜８００℃、総熱間圧延率；８０％以上、１パス当りの平均圧延率；１５％〜３０％にて実施し、冷間圧延を、圧延率；５０％以上にて実施することにより、｛１２３｝面及び｛１１０｝面と｛１００｝面の回折強度比、結晶粒径が規定値内に収まる素地を作る（特に、｛１１０｝の形成を増長させる）。
（２）連続焼鈍を、温度；３００℃〜５５０℃、時間；０．１分〜１０分にて実施することにより、焼鈍での再結晶化を極力抑えて、｛１００｝面の形成を抑制して規定値内に収める。
（３）テンションレベリングを、ラインテンション；１０Ｎ／ｍｍ2〜１４０Ｎ／ｍｍ2で実施することにより、｛１１０｝面の形成を増加して規定値内に収め、ローラーレベラーのロールの表面粗さ（Ｒａ）；０．０１〜０．１０μｍで実施することにより、ローラーレベラーローのロールと銅合金板との摩擦を抑えて、銅合金板のローラーレベラーのロールと接触している側の圧縮ひずみを大きくすることにより、銅合金板表面の組織を緻密化し、｛１２３｝面の形成を増加して規定値内に収め、結晶粒径も規定値内に収める。
これらの熱間圧延、冷間圧延、連続焼鈍、テンションレベリングの製造条件の何れか一つが外れても、３つの条件（Ｉ1／Ｉ3、Ｉ2／Ｉ3、結晶粒径）を全て満たした機械的な成形性に優れたＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板を得ることはできない。
（１）所定成分の銅合金を溶解・鋳造して銅合金鋳塊板を作製し、その銅合金鋳塊板の熱間圧延を、圧延開始温度；７００℃〜８００℃、総熱間圧延率；８０％以上、１パス当りの平均圧延率；１５％〜３０％にて実施し、冷間圧延を、圧延率；５０％以上にて実施することにより、｛１２３｝面及び｛１１０｝面と｛１００｝面の回折強度比、結晶粒径が規定値内に収まる素地を作る（特に、｛１１０｝の形成を増長させる）。
（２）連続焼鈍を、温度；３００℃〜５５０℃、時間；０．１分〜１０分にて実施することにより、焼鈍での再結晶化を極力抑えて、｛１００｝面の形成を抑制して規定値内に収める。
（３）テンションレベリングを、ラインテンション；１０Ｎ／ｍｍ2〜１４０Ｎ／ｍｍ2で実施することにより、｛１１０｝面の形成を増加して規定値内に収め、ローラーレベラーのロールの表面粗さ（Ｒａ）；０．０１〜０．１０μｍで実施することにより、ローラーレベラーローのロールと銅合金板との摩擦を抑えて、銅合金板のローラーレベラーのロールと接触している側の圧縮ひずみを大きくすることにより、銅合金板表面の組織を緻密化し、｛１２３｝面の形成を増加して規定値内に収め、結晶粒径も規定値内に収める。
これらの熱間圧延、冷間圧延、連続焼鈍、テンションレベリングの製造条件の何れか一つが外れても、３つの条件（Ｉ1／Ｉ3、Ｉ2／Ｉ3、結晶粒径）を全て満たした機械的な成形性に優れたＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板を得ることはできない。
表１に示す組成の銅合金を、電気炉により還元性雰囲気下で溶解し、厚さが１５０ｍｍ、幅が５００ｍｍ、長さが３０００ｍｍの鋳塊を溶製した。この溶製した鋳塊を、表１に示す、圧延開始温度、総熱間圧延率、１パス当たりの平均圧延率にて熱間圧延を行い、銅合金板とした。この銅合金板の両表面の酸化スケールをフライスで０．５ｍｍ除去した後、表１に示す圧延率で冷間圧延を施し、表１に示す連続焼鈍を施し、圧延率が７０％〜８５％の仕上げ冷間圧延を実施し、表１に示すテンションレベリングを施し、厚さ０．２ｍｍ程度の実施例１〜１０及び比較例１〜７に示すＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金薄板を作製した。実施例１〜１０は、出願人の商品名「ＭＳＰ１」の質別「Ｈ材」相当品である。
これらの銅合金薄板から試料を切出し、圧延面に平行な表面の各結晶面の回折強度分布（逆極点図形）を後方散乱電子回折像システム付の走査型電子顕微鏡（日立製型式：ＳＵ−７０）によるＥＢＳＤ（株式会社ＴＳＬソリューションズ製）法にて測定し、｛１２３｝面、[１１０｝面、｛１００｝面の各々の回折強度から、Ｉ1／Ｉ3、Ｉ2／Ｉ3を算出した。測定制御ソフトは、OIM Data Collection Ver.5（株式会社ＴＳＬソリューションズ製）を使用した。
また、各試料の結晶粒径は、銅合金板の板面（圧延面）を研磨した後にエッチンし、その面を光学顕微鏡で観察して、ＪＩＳＨ０５０１の切断法により測定した。
その結果を表２に示す。
また、各試料の結晶粒径は、銅合金板の板面（圧延面）を研磨した後にエッチンし、その面を光学顕微鏡で観察して、ＪＩＳＨ０５０１の切断法により測定した。
その結果を表２に示す。
次に、各試料の導電率、引張り強さ、応力緩和率、ばね限界値を測定した。
導電率は、ＪＩＳＨ０５０５の導電率測定方法に従って測定した。
引張り強さは、ＬＤ（圧延方向）およびＴＤ（圧延方向および板厚方向に対して垂直な方向）の引張試験用の試験片（ＪＩＳＺ２２０１の５号試験片）をそれぞれ５個ずつ採取し、それぞれの試験片についてＪＩＳＺ２２４１に準拠した引張試験を行い、平均値によってＬＤおよびＴＤの引張強さを求めた。
応力緩和率は、幅１２．７ｍｍ、長さ１２０ｍｍ（以下、この長さを１２０ｍｍをＬ０とする）の寸法を持った試験片を使用し、この試験片を長さ：１１０ｍｍ、深さ：３ｍｍの水平縦長溝を有する治具に前記試験片の中央部が上方に膨出するように湾曲セットし（この時の試験片の両端部の距離：１１０ｍｍをＬ１とする）、この状態で温度：１７０℃にて１０００時間保持し、加熱後、前記治具から取り外した状態に置ける前記試験片の両端部間の距離（以下、Ｌ２とする）を測定し、計算式：（Ｌ０−Ｌ２）／（Ｌ０−Ｌ１）×１００％によって算出することにより求めた。
ばね限界値は、ＪＩＳ−Ｈ３１３０に基づき、モーメント式試験により永久たわみ量を測定し、Ｒ．Ｔ．におけるＫｂ０．１（永久たわみ量０．１ｍｍに対応する固定端における表面最大応力値）を算出した。
次に、各試料の張り出し加工性を、ＪＩＳＺ２２４７Ａ法により、エリクセン値にて評価した。
これらの結果を表３に示す。
導電率は、ＪＩＳＨ０５０５の導電率測定方法に従って測定した。
引張り強さは、ＬＤ（圧延方向）およびＴＤ（圧延方向および板厚方向に対して垂直な方向）の引張試験用の試験片（ＪＩＳＺ２２０１の５号試験片）をそれぞれ５個ずつ採取し、それぞれの試験片についてＪＩＳＺ２２４１に準拠した引張試験を行い、平均値によってＬＤおよびＴＤの引張強さを求めた。
応力緩和率は、幅１２．７ｍｍ、長さ１２０ｍｍ（以下、この長さを１２０ｍｍをＬ０とする）の寸法を持った試験片を使用し、この試験片を長さ：１１０ｍｍ、深さ：３ｍｍの水平縦長溝を有する治具に前記試験片の中央部が上方に膨出するように湾曲セットし（この時の試験片の両端部の距離：１１０ｍｍをＬ１とする）、この状態で温度：１７０℃にて１０００時間保持し、加熱後、前記治具から取り外した状態に置ける前記試験片の両端部間の距離（以下、Ｌ２とする）を測定し、計算式：（Ｌ０−Ｌ２）／（Ｌ０−Ｌ１）×１００％によって算出することにより求めた。
ばね限界値は、ＪＩＳ−Ｈ３１３０に基づき、モーメント式試験により永久たわみ量を測定し、Ｒ．Ｔ．におけるＫｂ０．１（永久たわみ量０．１ｍｍに対応する固定端における表面最大応力値）を算出した。
次に、各試料の張り出し加工性を、ＪＩＳＺ２２４７Ａ法により、エリクセン値にて評価した。
これらの結果を表３に示す。
表２および表３に示すように、実施例１〜１０は、Ｉ1／Ｉ3およびＩ2／Ｉ3の回折強度が何れも１５．０〜２０．０であり、最大結晶粒径が１０μm以下、粒径５μｍ以下の結晶粒の面積比率が７５％以上である。
この結果、引張り強さは５１０〜５７５Ｎ／ｍｍ2、ばね限界値は３８５〜３８９Ｋｂ０.１と高く、一方、応力緩和率は１２〜１８と低く、エリクセン値は８．８以上の高い値を有している。
一方、比較例１〜７は、Ｉ1／Ｉ3およびＩ2／Ｉ3の回折強度が何れも１５．０未満であり、最大結晶粒径が１０μmより大きく、粒径５μｍ以下の結晶粒の面積比率が７５％未満である。このため、引張り強さは５１５Ｎ／ｍｍ2以下、ばね限界値は３８６Ｋｂ０.１以下であり、応力緩和率は比較例１を除き何れも２０以上であり、このためエリクセン値は８．６以下にとどまる。
この結果、引張り強さは５１０〜５７５Ｎ／ｍｍ2、ばね限界値は３８５〜３８９Ｋｂ０.１と高く、一方、応力緩和率は１２〜１８と低く、エリクセン値は８．８以上の高い値を有している。
一方、比較例１〜７は、Ｉ1／Ｉ3およびＩ2／Ｉ3の回折強度が何れも１５．０未満であり、最大結晶粒径が１０μmより大きく、粒径５μｍ以下の結晶粒の面積比率が７５％未満である。このため、引張り強さは５１５Ｎ／ｍｍ2以下、ばね限界値は３８６Ｋｂ０.１以下であり、応力緩和率は比較例１を除き何れも２０以上であり、このためエリクセン値は８．６以下にとどまる。
これらの結果より、本発明の製造方法により製造されたＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板は、比較例と比べて、エリクセン値が良好であり優れた張出し成形性を有することがわかる。
以上、本発明の実施形態について説明したが、本発明はこの記載に限定されることはなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲において種々の変更を加えることが可能である。例えば、製造方法にて、冷間圧延と連続焼鈍を繰返し実施する、テンションレベリング後に歪取り焼鈍を実施する等である。
６ 銅合金板
７ 銅合金板
８ 銅合金板
９ アンコイラー
１０ テンションレベラ
１１ 入側テンション負荷装置
１２ 巻取側テンション負荷装置
１３ ローラーレベラー
１４ リコイラー
Ｂ１ バックテンション
Ｆ１ フロントテンション
Ｌ ラインテンショ
７ 銅合金板
８ 銅合金板
９ アンコイラー
１０ テンションレベラ
１１ 入側テンション負荷装置
１２ 巻取側テンション負荷装置
１３ ローラーレベラー
１４ リコイラー
Ｂ１ バックテンション
Ｆ１ フロントテンション
Ｌ ラインテンショ
Claims (4)
- 質量％で、Ｍｇ：０.２〜１.２％、Ｐ：０.００１〜０.２％、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板であり、後方散乱電子回折像システム付の走査型電子顕微鏡によるＥＢＳＤ法にて圧延面に平行な表面の結晶面の回折強度分布（逆極点図形）を測定し、測定面積内の｛１２３｝面の回折強度をＩ1、｛１１０｝面の回折強度をＩ2、｛１００｝面の回折強度をＩ3とした場合、Ｉ1／Ｉ3が１５．０〜２０．０であり、Ｉ2／Ｉ3が１５．０〜２０．０であり、測定面積内の結晶粒の粒径が１０μｍ以下であり、粒径が５μｍ以下である結晶粒の面積比率が７５％以上であることを特徴とするＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板。
- 更に、０．０００２〜０．００１３質量％のＣと、０．０００２〜０．００１質量％の酸素とを含有することを特徴とする請求項１に記載のＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板。
- 更に、０．００１〜０．０３％質量％のＺｒを含有することを特徴とする請求項１或いは請求項２に記載のＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板。
- 請求項１〜請求項３の何れか１項に記載のＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板の製造方法であって、熱間圧延、冷間圧延、連続焼鈍、仕上げ冷間圧延、テンションレベリングをこの順序で行う工程で前記銅合金板を製造するに際し、前記熱間圧延を、圧延開始温度；７００℃〜８００℃、総熱間圧延率；８０％以上、１パス当りの平均圧延率；１５％〜３０％にて実施し、前記冷間圧延を、圧延率；５０％以上にて実施し、前記連続焼鈍を、温度；３００℃〜５５０℃、時間；０．１分〜１０分にて実施し、テンションレベリングを、ラインテンション；１０Ｎ／ｍｍ2〜１４０Ｎ／ｍｍ2、ローラーレベラーのロールの表面粗さ（Ｒａ）；０．０１〜０．１０μｍにて実施することを特徴とするＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板の製造方法。
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