JP4189435B2 - Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板材およびその製造法 - Google Patents

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−Ｎｉ−Ｓｉ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特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「耐応力緩和特性」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７００ＭＰａ以上、好ましくは７５０ＭＰａ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。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「耐応力緩和特性」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「耐応力緩和特性」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「導電性」、あるいは「強度」と「曲げ加工性」、さらに「曲げ加工性」と「耐応力緩和特性」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「導電性」、「強度」、「曲げ加工性」あるいは「耐応力緩和特性」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−Ｎｉ−Ｓｉ系合金（いわゆるコルソン合金）が近年注目されている。この系の銅合金では比較的高い導電率（３０〜４５％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。しかし、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金は「強度」と「曲げ加工性」の両立、あるいは「曲げ加工性」と「耐応力緩和特性」の両立が難しい合金系であることが一般に知られている。

高強度化の手段として、Ｎｉ、Ｓｉなどの溶質元素の多量添加や時効処理後の仕上げ圧延（調質処理）率の増大などの一般的手法が知られている。しかし、前者は導電率の低下を伴うとともに、Ｎｉ−Ｓｉ系析出物の量が多ければ多いほど曲げ加工性が低下しやすい。後者は加工硬化が大きくなるために曲げ加工性（特に圧延方向に対し直角方向の曲げ加工性、すなわち曲げ軸が圧延方向に対し平行方向である曲げ加工性）の悪化を伴う。そのため、強度レベルと導電性レベルが高くても電気・電子部品に加工できなくなる場合がある。

曲げ加工性の低下を避けるために、時効処理後の仕上げ冷間圧延を省略する（または圧延率を最小限にする）とともに、これによる強度の低下をＮｉ、Ｓｉなどの溶質元素の多量添加によって補う常套手段がある。しかし、この場合、加工硬化が大きくなることから、「ノッチング後曲げ加工法」を適用した場合にはノッチングによってノッチ近傍の硬度が大きく増大し、そのノッチに沿って曲げ加工する際の曲げ加工性が著しく悪化してしまうという問題がある。

「曲げ加工性」を改善するためには結晶粒を微細化することが有効である。そのため、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ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、ＮｉとＳｉの固溶量が少なくなるので時効処理後の「強度」レベルは必然に低下する。

また、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。特に車載用コネクターなど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「耐応力緩和特性」の低下は重大な問題となる。

近年、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金「曲げ加工性」の改善には、結晶方位（集合組織）を制御することが提案されている（特許文献１〜５）。

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

銅合金板材の曲げ加工性の改善には、結晶粒の微細化と結晶方位（集合組織）の制御が有効であることはよく知られている。Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金の結晶方位（集合組織）の制御について、通常の製造工程をとる場合、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、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。通常、溶体化（再結晶）処理後に｛２００｝面と｛３１１｝面の回折強度は大きくなる。その後の冷間圧延によってこれらの面の回折強度は減少するとともに、｛２２０｝面のＸ線回折強度が相対的に増大する。｛１１１｝面のＸ線回折強度は冷間圧延によって通常はあまり変化しない。

特許文献１では、曲げ加工性を向上させるために｛２００｝面と｛３１１｝面のＸ線回折強度との和と｛２２０｝面のＸ線回折強度との比を次式で規定している。
（Ｉ｛２００｝＋Ｉ｛３１１｝）／Ｉ｛２２０｝＞０.５
この関係式は、溶体化処理後に行う冷間圧延の圧延率を低くすると曲げ加工性が向上することを示唆している。このような集合組織に調整することは強度の低下を伴うことが多い。現に特許文献１で得られている銅合金は引張強さ５６０〜６７０ＭＰａ程度の強度レベルである。

特許文献２と３では、曲げ加工性には異方性があり、曲げ軸が圧延方向に直角の場合（Ｇ.Ｗ.）と平行の場合（Ｂ.Ｗ.）の曲げ加工性を同時に向上させることが困難であることを認識して、Ｇ.Ｗ.の曲げ加工性改善手段と、Ｂ.Ｗ.の曲げ加工性改善手段を別々に規定している。すなわち、前者の手段は｛１１１｝面と｛３１１｝面のＸ線回折強度との和と｛２２０｝面のＸ線回折強度との比（Ｉ（１１１）＋Ｉ（３１１））／Ｉ（２２０）を２.０以下とするものであり、後者の手段はそれを２.０以上とするものである。

特許文献４では、曲げ加工性を改善するために｛３１１｝面、｛２２０｝面、｛２００｝面のＸ線回折強度、結晶粒径Ａについて以下の式で規定している。
Ｉ｛３１１｝×Ａ／（Ｉ｛３１１｝＋Ｉ｛２２０｝＋Ｉ｛２００｝）＜１.５
特許文献５では、Ｃｕｂｅ方位｛００１｝＜１００＞の割合を５０％以上に規定し、平均結晶粒径を１０μｍ以下に規定している。これらの技術では結晶粒の微細化が必要である。この場合、耐応力緩和特性の低下を伴うことが多い。

また、銅合金板材において前述の「ノッチング後曲げ加工法」を採用することは、曲げ加工品の形状・寸法精度の向上に効果的である。しかしながら、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。

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「耐応力緩和特性」を改善することは、公知の集合組織制御を利用しても実現されない。

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「耐応力緩和特性」とを同時に具備するＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金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、Ｎｉ：０.７〜４.２％、Ｓｉ：０.２〜１.０％であり、場合によってはさらにＳｎ：１.２％以下、Ｚｎ：２.０％以下、Ｍｇ：１.０％以下、Ｃｏ：２.０％以下、Ｆｅ：１.０％以下の１種以上を含有し、あるいはさらにＣｒ、Ｂ、Ｐ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｖの１種以上を合計３％以下の範囲で含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物である組成を有し、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。
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。

上記の銅合金板材において、平均結晶粒径が１０〜６０μｍであるものが特に好適な対象となる。ここで、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。

このような銅合金板材の製造法として、上記の組成に成分調整された銅合金を用いて、９５０〜４００℃での熱間圧延、圧延率８５％以上の冷間圧延、７００〜８５０℃での溶体化処理、圧延率０〜５０％の中間冷間圧延、４００〜５００℃の時効処理、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、９５０℃〜７００℃の温度域で最初の圧延パスを実施し、好ましくは９５０℃〜７００℃の温度域で圧延率６０％以上の圧延を行い、かつ７００℃未満〜４００℃の温度域で圧延率４０％以上の圧延を行う製造法が提供される。
ただし、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）

ここで、「９５０〜４００℃での熱間圧延」とは、熱間圧延の圧延パスを９５０〜４００℃の範囲で実施することを意味する。上記中間冷間圧延および仕上げ冷間圧延の「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、中間冷間圧延、仕上げ冷間圧延の一方または双方を省略することができる。

上記の溶体化処理工程において、１００℃から７００℃までの昇温時間を２０ｓｅｃ以下とすることが好ましく、また、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溶体化処理を実施することが好ましい。仕上げ冷間圧延を実施する場合には、仕上げ冷間圧延後に、１５０〜５５０℃の低温焼鈍を施すことが好ましい。

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７００ＭＰａ以上の高強度を有し、かつ優れた曲げ加工性と耐応力緩和特性を同時に有し、更にノッチング後も優れた曲げ加工性を有するものが提供された。引張強さ７００ＭＰａ以上の強度レベルを維持しながら曲げ加工性と耐応力緩和特性を安定して顕著に向上させることは、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。

《集合組織》
前述のように、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ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−Ｎｉ−Ｓｉ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−Ｎｉ−Ｓｉ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−Ｎｉ−Ｓｉ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−Ｎｉ−Ｓｉ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−Ｎｉ−Ｓｉ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（後述図７参照）。（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−Ｎｉ−Ｓｉ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−Ｎｉ−Ｓｉ系合金の一般的な圧延集合組織における主方位面が｛１１０｝面である結晶の場合、ＬＤが＜１１２＞方向、ＴＤが＜１１１＞方向であり、そのシュミット因子は、ＬＤが０.４０８、ＴＤが０.２７２である。また、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金の一般的な再結晶集合組織における主方位面が｛１１３｝面である結晶の場合、ＬＤが＜１１２＞方向、ＴＤが＜１１０＞方向であり、そのシュミット因子は、ＬＤが０.４０８、ＴＤが０.４０８である。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−Ｎｉ−Ｓｉ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。この冷間圧延としては後述の中間冷間圧延と仕上げ冷間圧延が適用されるが、これら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。

《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特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特性を確保しやすく、好適である。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い。１５〜４０μｍ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−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、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。一方、Ｎｉ含有量が過剰である場合やＳｉ含有量が過剰である場合は粗大な析出物が生成しやすく、曲げ加工性と耐応力緩和特性がともに低下しやすい。また、溶体化処理において｛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に優れた板材を得ることが困難になる。このためＮｉ含有量は４.２質量％以下とする必要であり、３.５質量％以下とすることがより好ましく、３.０質量％以下とすることが一層好ましい。Ｓｉ含有量は１.０質量％以下とする必要があり、０.７質量％以下とすることがより好ましい。特に好ましいＮｉ含有量範囲は１.２〜２.５質量％、特に好ましいＳｉ含有量範囲は０.３〜０.６質量％である。

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の組成比に近付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３.０〜６.０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。ただし、以下に示すＣｏ、Ｃｒなど、Ｓｉとの析出物を生成できる元素が添加される場合、Ｎｉ／Ｓｉ比を３.０〜４.０の範囲に調整することが望ましい。

Ｓｎは、固溶強化作用と耐応力緩和特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。

Ｚｎは、はんだ付け性および強度を向上させる他、鋳造性を改善させる効果もある。さらに、Ｚｎを含有させる場合に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Ｚｎ含有は導電性や耐応力腐食割れ性の低下要因となりやすい。このため、Ｚｎを含有させる場合は２.０質量％以下の含有量範囲とする。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、耐応力緩和特性の向上作用と脱Ｓ作用を有する。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好ましい。ただし、Ｍｇは酸化されやすい元素であり、１.０質量％を超えると鋳造性が著しく低下してしまう。このため、Ｍｇを含有させる場合は１.０質量％以下の含有量とする必要がある。Ｍｇ含有量は０.０１〜１.０質量％とすることがより好ましく、０.１〜０.５質量％の範囲に調整することが一層好ましい。

Ｃｏは、Ｓｉとの析出物が形成できる元素であるとともに、単体で析出できる元素でもある。すなわち、Ｃｏを含有させることにより、Ｃｕマトリックス中の固溶Ｓｉと反応して析出物が生成する一方で、余剰のＣｏは単体で析出する。これにより、強度と導電率を同時に向上させる作用が得られる。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２.０質量％以下の範囲で行う。Ｃｏ含有量は０.１〜２.０質量％とすることがより好ましく、０.５〜１.５質量％の範囲に調整することが一層好ましい。

Ｆｅは、溶体化処理後の｛２００｝、｛４２０｝などの再結晶方位形成を促進させることにより、｛２２０｝方位の形成を抑制する効果がある。すなわち、Ｆｅを含有させることにより、｛２２０｝方位密度の減少と｛４２０｝方位密度の増大が一層生じやすくなり、曲げ加工性の向上に有利となる。これらの作用を十分に発揮させるには、０.０１質量％以上のＦｅ含有量を確保することが望ましい。ただし、Ｆｅを過剰に含有させると、溶体化処理後の｛２００｝方位が発達しすぎて、逆に｛４２０｝方位密度の減少を招きやすい。このため、Ｆｅを含有させる場合は１.０質量％以下の範囲で行う。Ｆｅ含有量は０.０１〜１.０質量％とすることがより好ましく、０.１〜０.５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Ｃｒ、Ｂ、Ｐ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｖ等を含有させることができる。例えば、Ｃｒ、Ｂ、Ｐ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｖ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。Ｃｒ、Ｚｒ、Ｔｉ、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、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。Ｃｒ、Ｂ、Ｐ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｖ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、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。したがって、これらの元素の総量は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。

《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７００ＭＰａ以上であることが好ましく、７５０ＭＰａ以上であることが一層好ましい。圧延方向をＬＤ、圧延方向と板厚方向に対し直角方向をＴＤと呼ぶとき、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。更に、曲げ加工品の形状・寸法精度を向上させるために、ＬＤのノッチング後の曲げ加工性がＲ／ｔが０であることが好ましい。ノッチング後の曲げ加工性は後述実施例で示す方法が採用される。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であり、その試験における曲げ軸はＴＤである。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である。

耐応力緩和特性は、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。板材表面の最大負荷応力が０.２％耐力の８０％である状態にして、１５０℃で１０００時間保持した場合に、応力緩和率が５％以下であることが好ましく、３％以下であることが一層好ましい。

《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→中間冷間圧延→時効処理→仕上げ冷間圧延→低温焼鈍」
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。

〔熱間圧延〕
通常、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ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、９５０℃〜７００℃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℃より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。ただし、９５０℃を超える高温で圧延を行うと、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を生じる恐れがあるので好ましくない。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、９５０℃〜７００℃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９５０〜７００℃の間で行う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、９５０℃〜７００℃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８５％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しない。熱間圧延後、溶体化処理前に中間焼鈍が行われると、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、｛４２０｝方位密度を増大させるためには、７００℃までの昇温を急速に行うことが極めて有効であることがわかった。昇温速度が遅すぎると、昇温途中で回復や析出が生じて再結晶の進行速度が遅くなり、｛４２０｝方位の生成に不利となる。具体的には１００℃から７００℃までの昇温時間を２０ｓｅｃ以下とすることが好ましく、１５ｓｅｃ以下とすることが一層好ましい。

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、耐応力緩和特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。

〔中間冷間圧延〕
続いて５０％以下の圧延率で冷間圧延を行うことができる。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、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｝面が板面に平行な結晶粒も残存する。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。圧延率が高す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、強度レベルの更なる向上を図る。ただし、冷間圧延率の増大に伴い｛２２０｝を主方位成分とする圧延集合組織が発達していく。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、強度と曲げ加工性が高レベルで両立された結晶配向が実現できない。発明者らの詳細な研究の結果、仕上げ冷間圧延は５０％を超えない範囲で行うことが望ましい。それによって、前記（１）式を満たす結晶配向を維持することができる。なお、この仕上げ冷間圧延は、前記中間冷間圧延と同様、必ずしも必須の工程ではない。
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。

〔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による曲げ加工性の向上、空孔やすべり面上の転位の低減による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。加熱温度は材温が１５０〜５５０℃となるように設定することが望ましい。これにより強度低下をほとんど伴わずに曲げ加工性と耐応力緩和特性を向上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。上記温度での保持時間は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。仕上げ冷間圧延を行わない場合は、低温焼鈍は省略すればよい。

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（厚さ１８０ｍｍ）から一部の比較例を除き厚さ５０ｍｍの試料を切り出し、これを９５０℃に加熱したのち抽出して、熱間圧延を開始した。その際、一部の比較例を除き、９５０℃〜７００℃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。試料表面に取り付けた熱電対により溶体化処理時の温度変化をモニターし、昇温過程における１００℃から７００℃までの昇温時間を求めた。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１０〜６０μｍ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、一部の例を除き種々の圧延率で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、一部の例を除き種々の圧延率で仕上げ冷間圧延を行った。仕上げ冷間圧延を行ったものについては、その後さらに、４００℃の炉中に５ｍｉｎ装入する低温焼鈍を施した。このようにして供試材を得た。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。主な製造条件は表２、表３中に記載してある。
また、一部の比較例（Ｎｏ.２１、２２、２４、２５）について、通常の製造方法として、熱間圧延後、溶体化処理前の冷間圧延において、板厚を５０％減少した時点で５５０℃×３ｈｒ中間焼鈍を施した。
さらに、市販のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金（Ｃ７０２５、板厚０.２ｍｍ）を入手して供試材に加えた（Ｎｏ.３４）。

各供試材から試料を採取し、結晶粒組織、Ｘ線回折強度、導電率、引張強さ、応力緩和率、通常の曲げ加工性、ノッチング後の曲げ加工性を以下の方法で調べた。また、一部の供試材について、ＥＢＳＰ法により結晶配向を調べた。

〔結晶粒組織〕
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。

〔Ｘ線回折強度〕
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｝面の反射回折面積分強度を測定した。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線回折積分強度を測定した。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〕
各供試材から長手方向が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。このＲ／ｔ値がＬＤ、ＴＤとも０.５以下であるものを合格と判定した。

〔ノッチング後の曲げ加工性〕
各供試材から長手方向がＬＤの短冊形試料（幅１０ｍｍ）を採取し、図４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５に示すように１０ｋＮ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６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。

〔ＥＢＳＰ法測定〕
ＥＢＳＰ法は、Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ−Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎ（電子背面反射回折法）の略称である。試料表面における個々の結晶粒に電子ビームを照射し、その回折電子パターンから個々の結晶の方位を同定するものである。試料表面の最終仕上げは振動研磨（ひずみの入らない研磨法）で実施した。ＥＢＳＰ法により同定された結晶方位より、板面（圧延面）と｛１２０｝面が平行である結晶の占める面積割合を求めた。ここでは、板面に垂直な方向（ＮＤ）が＜１２０＞方向から１０°以内の範囲にある結晶を「板面と｛１２０｝面が平行である結晶」とみなし、その結晶の占める面積割合を「ＥＢＳＰ法による｛１２０｝方位の割合」として表示した。この値が２０％以上であることが好ましく、２５％以上であることがより好ましい。

これらの結果を表２、表３に示す。なお、表２、表３中、通常の曲げ加工性、ノッチング後の曲げ加工性および応力緩和率の欄において、ＬＤおよびＴＤは試験片の長手方向を意味する。

表２からわかるように、本発明例のものはいずれも（１）式を満たす結晶配向を有し、導電率が３５％ＩＡＣＳ以上、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、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、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。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％以下という優れた特性を兼ね備えている。｛４２０｝を主方位成分とする結晶配向を有することはＥＢＳＰ法による｛１２０｝方位の割合からも肯定される。

これに対し、表３に示されるように、比較例Ｎｏ.２１〜２５は本発明例Ｎｏ.１〜４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、熱間圧延後、溶体化処理前に中間焼鈍工程を入れたものなど）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特性の間にトレードオフ関係が見られた。そしてこれらは、特に、ノッチング後の曲げ加工性が悪いことがわかる。

比較例Ｎｏ.２６、２７はＮｉまたはＳｉ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。Ｎｏ.２６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かったので、強度レベルが低く、Ｍｇを添加しても耐応力緩和特性が改善できなかった。また、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.２７はＮｉとＳｉの含有量が高すぎたので、適正な溶体化処理温度を取れなかった。その結果、平均結晶粒径が小さく、かつ｛４２０｝を主方位成分とする結晶配向が弱くなり、結果的に引張強さは高いものの曲げ加工性と耐応力緩和特性に劣った。

比較例Ｎｏ.２８〜３１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。Ｎｏ.２８は溶体化処理温度が８７０℃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.２９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、耐応力緩和特性全てが悪い結果となった。Ｎｏ.３０は溶体化処理時の昇温速度が遅すぎたために、回復によって一部の変形歪が解放され、結局、｛４２０｝を主方位成分とする結晶配向が弱くなり、曲げ加工性が劣った。Ｎｏ.３１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、曲げ加工性は改善されたものの、結晶粒が微細になったために耐応力緩和特性は悪化してしまった。

比較例Ｎｏ.３２〜３３は中間圧延率または仕上げ冷間圧延率が規定する上限を超えたことにより、良好な特性が得られなかった例である。Ｎｏ.３２は仕上げ冷間圧延率が高すぎたので強度は高いものの曲げ加工性が著しく悪くなった。Ｎｏ.３３は仕上げ冷間圧延率は高くないが中間冷間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、良好な特性が得られなかった。

比較例Ｎｏ.３４は強度、曲げ加工性および耐応力緩和特性が優れると言われる市販品Ｃ７０２５である。ほぼ同様な組成を有する本発明例Ｎｏ.５と比較して、曲げ加工性と耐応力緩和特性がともに劣る。

図２および図３には、それぞれＥＢＳＰ法で測定した本発明例（Ｎｏ.１）と比較例（Ｎｏ.２１）について板面方向の方位分布を表す逆極点図を示す。図中の点線は｛１２０｝結晶面から１０°以内の結晶方位の範囲を示すものである。本発明例のもの（図２）は、比較例のもの（図３）と対比して明らかに｛１２０｝結晶面の集中度が高いことがわかる。また、本発明例のもの（図２）は、板面方向の結晶方位が、シュミット因子の非常に高い方向（図１参照）に分布していることがわかる。このようなことが曲げ加工性（特にノッチング後の曲げ加工性）の顕著な改善をもたらす要因となっているもの考えられる。

図７には、比較例Ｎｏ.２２についてノッチング後の断面におけるビッカース硬さの分布を表示した断面写真を示す。ノッチングによって板厚が薄くなった部分に加工硬化が生じている。図８には、この試料に曲げ加工を施した場合の断面写真を示す。割れが生じている様子がわかる。

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。 本発明例（Ｎｏ.１）についてＥＢＳＰ法で測定した板面方向の方位分布を表す逆極点図。 比較例（Ｎｏ.２１）についてＥＢＳＰ法で測定した板面方向の方位分布を表す逆極点図。 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。 比較例Ｎｏ.２２についてノッチング後の断面におけるビッカース硬さの分布を表示した断面写真。 図７の試料に曲げ加工を施した場合の断面写真。

Claims (10)

1. 質量％で、Ｎｉ：０.７〜４.２％、Ｓｉ：０.２〜１.０％、残部がＣｕおよび不可避的不純物である組成を有し、下記（１）式を満たす結晶配向を有する銅合金板材。
   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. さらに下記（２）式を満たす結晶配向を有する請求項１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。
3. 平均結晶粒径が１０〜６０μｍである請求項１または２に記載の銅合金板材。
4. さらに、Ｓｎ：１.２％以下、Ｚｎ：２.０％以下、Ｍｇ：１.０％以下、Ｃｏ：２.０％以下、Ｆｅ：１.０％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、Ｂ、Ｐ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｖ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. ９５０〜４００℃での熱間圧延、圧延率８５％以上の冷間圧延、７００〜８５０℃での溶体化処理、圧延率０〜５０％の中間冷間圧延、４００〜５００℃の時効処理、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、９５０℃〜７００℃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１〜５のいずれかに記載の銅合金板材の製造法。
7. 熱間圧延工程において、９５０℃〜７００℃の温度域で圧延率６０％以上の圧延を行い、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６に記載の銅合金板材の製造法。
8. 溶体化処理工程において、１００℃から７００℃までの昇温時間を２０ｓｅｃ以下とする請求項６または７に記載の銅合金板材の製造法。
9. 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６〜８のいずれかに記載の銅合金板材の製造法。
10. 仕上げ冷間圧延を実施する場合、仕上げ冷間圧延後に、１５０〜５５０℃の低温焼鈍を施す請求項６〜９のいずれかに記載の銅合金板材の製造法。