JP4857395B1 - Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】高強度及び高ノッチ曲げ性を兼備したＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金及びその製造方法を提供する。
【解決手段】０．８〜４．５質量％のＮｉ及び０．２〜１．０質量％のＳｉを含有し、残部が銅及び不可避的不純物からなり、板厚方向の中央部において、板厚方向と平行にＥＢＳＤ測定を行い、結晶方位を解析したときに、Ｃｕｂｅ方位｛０ ０ １｝＜１ ０ ０＞の面積率が１０〜８０％、Ｂｒａｓｓ方位｛１ １ ０｝＜１ １ ２＞の面積率が２０％以下、Ｃｏｐｐｅｒ方位｛１ １ ２｝＜１ １ １＞の面積率が２０％以下であるＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金。
【選択図】図１

Description

本発明は、コネクタ、端子、リレー、スイッチ等の導電性ばね材やトランジスタ、集積回路（ＩＣ）等の半導体機器のリ−ドフレーム材として好適な、優れた強度、曲げ加工性、耐応力緩和特性、導電性等を備えた銅合金及びその製造方法に関する。

近年、電気・電子部品の小型化が進み、これら部品に使用される銅合金に良好な強度、導電率及び曲げ加工性が要求されている。この要求に応じ、従来のりん青銅や黄銅といった固溶強化型銅合金に替わり、高い強度及び導電率を有するコルソン合金等の析出強化型銅合金の需要が増加している。コルソン合金の一つであるＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金は、Ｃｕマトリックス中にＮｉとＳｉとの化合物粒子を析出させた合金であり、高強度、高い導電率、良好な曲げ加工性を兼ね備えている。一般に強度と曲げ加工性は相反する性質であり、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金においても高強度を維持しつつ曲げ加工性を改善することが望まれている。

銅合金板をコネクタ等の電子・電子部品にプレス加工する際、曲げ加工部の寸法精度を向上させるため、あらかじめ銅合金板表面にノッチング加工と呼ばれる切り込み加工を施し、この切り込みに沿って銅合金板を曲げることがある（以下、ノッチ曲げともいう）。このノッチ曲げは、例えば車載用メス端子のプレス加工において多用されている。ノッチング加工により銅合金は加工硬化し延性を失うため、続く曲げ加工において銅合金に割れが生じやすくやすくなる。したがって、ノッチ曲げに用いられる銅合金には、特に良好な曲げ加工性が求められる。

近年、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金の曲げ性を改善する技術として、ＳＥＭ−ＥＢＳＰ法で測定されるＣｕｂｅ方位｛０ ０ １｝＜１ ０ ０＞の面積率を制御する方策が提唱されている。例えば、特許文献１（特開２００６-２８３０５９号）では、（１）鋳造、（２）熱間圧延、（３）冷間圧延（加工度９５％以上）、（４）溶体化処理、（５）冷間圧延（加工度２０％以下）、（６）時効処理、（７）冷間圧延（加工度１〜２０％）、（８）短時間焼鈍、の工程を順次行うことにより、Ｃｕｂｅ方位の面積率を５０％以上に制御し曲げ加工性を改善している。

また、特許文献２（特開２０１１−１７０７２号）では、Ｃｕｂｅ方位の面積率を５〜６０％に制御すると同時に、Ｂｒａｓｓ方位およびＣｏｐｐｅｒ方位の面積率をともに２０％以下に制御し、曲げ加工性を改善している。そのための製造工程としては、（１）鋳造、（２）熱間圧延、（３）冷間圧延（加工度８５〜９９％）、（４）熱処理（３００〜７００℃、５分〜２０時間）、（５）冷間圧延（加工度５〜３５％）、（６）溶体化処理、（７）時効処理、（８）冷間圧延（加工度２〜３０％）、（９）調質焼鈍、の工程を順次行う場合に最も良好な曲げ性が得られている。

特開２００６−２８３０５９号公報 特開２０１１−１７０７２号公報

本発明者らは、前記先行発明の効果について検証試験を行った。その結果、特許文献２の技術ついて、曲げ加工性をＷ曲げ試験で評価した場合に、一定の改善効果が認められた。しかしながら、ノッチ曲げに対しては、十分といえる曲げ加工性が得られなかった。そこで、本発明は、高強度及び高ノッチ曲げ性を兼備したＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金及びその製造方法を提供することを課題とする。

従来技術では、銅合金の結晶方位をＥＢＳＤ法で解析し、得られたデータに基づき、銅合金の特性を改良している。ここで、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ：電子後方散乱回折)とは、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：走査電子顕微鏡）内で試料に電子線を照射したときに生じる反射電子菊池線回折（菊池パターン）を利用して結晶方位を解析する技術である。通常、電子線は銅合金表面に照射され、このとき得られる情報は電子線が侵入する数１０ｎｍの深さまでの方位情報、すなわち極表層の方位情報である。
一方、本発明者らは、ノッチ曲げに対しては、銅合金板内部の結晶方位を制御する必要があることを見出した。これはノッチング加工により、曲げの内角が板内部に移動するためである。そして、板厚方向中央部の結晶方位をノッチ曲げに対して適正化し、この結晶方位を得るための製造方法を明らかにした。

以上の知見を背景にして完成した本発明は一側面において、０．８〜４．５質量％のＮｉ及び０．２〜１．０質量％のＳｉを含有し、残部が銅及び不可避的不純物からなり、板厚方向の中央部において、板厚方向と平行にＥＢＳＤ測定を行い、結晶方位を解析したときに、Ｃｕｂｅ方位｛０ ０ １｝＜１ ０ ０＞の面積率が１０〜８０％、Ｂｒａｓｓ方位｛１ １ ０｝＜１ １ ２＞の面積率が２０％以下、Ｃｏｐｐｅｒ方位｛１ １ ２｝＜１ １ １＞の面積率が２０％以下であるＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金である。

本発明に係るＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金は一実施形態において、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｐ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｃｒ及びＡｇのうち１種以上を総量で０．００５〜３．０質量％含有する。

また、本発明は別の一側面において、０．８〜４．５質量％のＮｉ及び０．２〜１．０質量％のＳｉを含有し、残部が銅及び不可避的不純物からなるインゴットを作製し、前記インゴットを熱間圧延した後、冷間圧延により所定の厚みにし、軟化度０．２５〜０．７５の熱処理を行って導電率を２０〜４５％ＩＡＣＳの範囲に調整した後、加工度７〜５０％の冷間圧延を行い、次いで、溶体化処理及び時効処理を行うＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金の製造方法である。

本発明に係るＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金の製造方法は一実施形態において、前記インゴットがＳｎ、Ｚｎ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｐ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｃｒ及びＡｇのうち１種以上を総量で０．００５〜３．０質量％含有する。

本発明は更に別の一側面において、上記銅合金を備えた伸銅品である。

本発明は更に別の一側面において、上記銅合金を備えた電子機器部品である。

本発明によれば、高強度及び高ノッチ曲げ性を兼備したＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金及びその製造方法を提供することができる。

本発明に係る合金を種々の温度で焼鈍したときの焼鈍温度と引張強さとの関係を示すグラフである。 実施例におけるノッチ曲げ試験の試験手順を示す図である。

（Ｎｉ及びＳｉの添加量）
Ｎｉ及びＳｉは、適当な時効処理を行うことにより、Ｎｉ₂Ｓｉ等の金属間化合物として析出する。この析出物の作用により強度が向上し、析出によりＣｕマトリックス中に固溶したＮｉ及びＳｉが減少するため導電率が向上する。しかしながら、Ｎｉが０．８質量％未満又はＳｉが０．２質量％未満になると所望の強度が得られず、反対にＮｉが４．５質量％を超えると又はＳｉが１．０質量％を超えると導電率が低下する。このため、本発明に係るＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金では、Ｎｉの添加量は０．８〜４．５質量％とし、Ｓｉの添加量は０．２〜１．０質量％としている。さらに、Ｎｉの添加量は１．０〜４．０質量％が好ましく、Ｓｉの添加量は０．２５〜０．９０質量％が好ましい。

（その他の添加元素）
Ｓｎ、Ｚｎ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｐ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ａｇは強度上昇に寄与する。さらにＺｎはＳｎめっきの耐熱剥離性の向上に、Ｍｇは応力緩和特性の向上に、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｍｎは熱間加工性の向上に効果がある。Ｓｎ、Ｚｎ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｐ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ａｇが総量で０．００５質量％未満であると上記の効果は得られず、３．０質量％を超えると導電率が著しく低下する。このため、本発明に係るＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金では、これらの元素を総量で０．００５〜３．０質量％含有することが好ましく、０．０１〜２．５質量％含有することがより好ましい。

（結晶方位）
Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金は、Ｃｕｂｅ方位が多くＢｒａｓｓ方位およびＣｏｐｐｅｒ方位が少ない場合に、不均一な変形が抑制され、曲げ性が向上する。ここで、Ｃｕｂｅ方位とは、圧延面法線方向（ＮＤ）に（０ ０ １）面が、圧延方向（ＲＤ）に（１ ０ ０）面が向いている状態であり、｛０ ０ １｝＜１ ０ ０＞の指数で示される。Ｂｒａｓｓ方位とは、ＮＤに（１ １ ０）面が、ＲＤに（１ １ ２）面が向いている状態であり、｛１ １ ０｝＜１ １ ２＞の指数で示される。Ｃｏｐｐｅｒ方位とは、ＮＤに（１ １ ２）面が、ＲＤに（１ １ １）面が向いている状態であり、｛１ １ ２｝＜１ １ １＞の指数で示される。
板厚中央部におけるＣｕｂｅ方位の面積率が１０％未満になるとノッチ曲げ性が急激に低下する。一方、板厚中央部におけるＣｕｂｅ方位の面積率が８０％を超えるとヤング率が急激に低下する。ヤング率が低下すると、Ｐ＝Ｅ×ｄ（Ｐ：ばね力、Ｅ：ヤング率、ｄ：変位）の関係があるため、コネクタ等の部品に加工された後に所望のばね力が得られなくなる。このため、Ｃｕｂｅ方位｛０ ０ １｝＜１ ０ ０＞の面積率を１０〜８０％とした。より好ましいＣｕｂｅ方位｛０ ０ １｝＜１ ０ ０＞の面積率は、１５〜６０％である。
板厚中央部におけるＣｏｐｐｅｒ方位の面積率、及び、Ｂｒａｓｓ方位の面積率のいずれかが２０％を超えるとノッチ曲げ性が急激に悪化する。このため、Ｃｏｐｐｅｒ方位の面積率、及び、Ｂｒａｓｓ方位の面積率を２０％以下とした。板厚中央部におけるＣｏｐｐｅｒ方位の面積率、及び、Ｂｒａｓｓ方位の面積率の下限値は、ノッチ曲げ性の点からは規制されないが、本発明合金の場合、製造方法を如何に変化させても、板厚中央部におけるＣｏｐｐｅｒ方位の面積率及びＢｒａｓｓ方位の面積率のいずれかが１％未満になることは無い。板厚中央部におけるＣｏｐｐｅｒ方位の面積率、及び、Ｂｒａｓｓ方位の面積率は、好ましくは１５％以下である。
ここで、板厚の中央部とは、板厚に対し４５〜５５％の断面位置を指す。

（製造方法）
Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金の一般的な製造プロセスでは、まず溶解炉で電気銅、Ｎｉ、Ｓｉ等の原料を溶解し、所望の組成の溶湯を得る。そして、この溶湯をインゴットに鋳造する。その後、熱間圧延、冷間圧延、溶体化処理、時効処理の順で所望の厚みおよび特性を有する条や箔に仕上げる。熱処理後には、時効時に生成した表面酸化膜を除去するために、表面の酸洗や研磨等を行ってもよい。また、高強度化のために、溶体化処理と時効の間や時効後に冷間圧延を行ってもよい。
本発明では、上述の結晶方位を得るために、溶体化処理の前に、熱処理（以下、予備焼鈍ともいう）及び比較的低加工度の冷間圧延（以下、軽圧延ともいう）を行う。
予備焼鈍は、熱間圧延後の冷間圧延により形成された圧延組織中に、部分的に再結晶粒を生成させることを目的に行う。圧延組織中の再結晶粒の割合には最適値があり、少なすぎてもまた多すぎても上述の結晶方位が得られない。最適な割合の再結晶粒は、下記に定義する軟化度Ｓ_Tが０．２５〜０．７５になるよう、予備焼鈍条件を調整することにより得られる。
図１に本発明に係る合金を種々の温度で焼鈍したときの焼鈍温度と引張強さとの関係を例示する。熱電対を取り付けた試料を９５０℃の管状炉に挿入し、熱電対で測定される試料温度が所定温度に到達したときに、試料を炉から取り出して水冷し、引張強さを測定したものである。試料到達温度が５００〜７００℃の間で再結晶が進行し、引張強さが急激に低下している。高温側での引張強さの緩やかな低下は、再結晶粒の成長によるものである。

温度Ｔのときの軟化度Ｓ_Tを次式で定義する。
Ｓ_T＝（σ₀−σ_T）／（σ₀−σ₉₀₀）
ここで、σ₀は焼鈍前の引張強さであり、σ_Tおよびσ₉₀₀はそれぞれＴ℃および９００℃で焼鈍後の引張強さである。９００℃という温度は、本発明に係る合金を９００℃で焼鈍すると安定して完全再結晶することから、再結晶後の引張強さを知るための基準温度として採用している。
Ｓ_Tが０．２５未満になると、特に板厚中央部において、Ｃｏｐｐｅｒ方位の面積率が増大して２０％を超え、これに伴いＣｕｂｅ方位の面積率の低下も生じる。
Ｓ_Tが０．７５を越えると、特に板厚中央部において、Ｂｒａｓｓ方位の面積率が増大して２０％を超え、これに伴いＣｕｂｅ方位の面積率の低下も生じる。
予備焼鈍上がりの導電率は２０〜４５％ＩＡＣＳの範囲とする。導電率が２０％ＩＡＣＳ未満になると、Ｃｏｐｐｅｒ方位およびＢｒａｓｓ方位の面積率が２０％を超え、Ｃｕｂｅ方位面積率が１０％未満になる。予備焼鈍上がりの導電率が４５％ＩＡＣＳを超えるとＣｕｂｅ方位の面積率が８０％を超える。
予備焼鈍の温度、時間および冷却速度は特に制約されず、Ｓ_T及び導電率を上記範囲に調整することが重要である。一般的には、連続焼鈍炉を用いる場合には炉温４００〜７００℃で５秒間〜１０分間の範囲、バッチ焼鈍炉を用いる場合には炉温３５０〜６００℃で３０分間〜２０時間の範囲で行われる。

上記焼鈍の後、溶体化処理に先立ち、加工度７〜５０％の軽圧延を行う。加工度Ｒ（％）は次式で定義する。
Ｒ＝（ｔ₀−ｔ）／ｔ₀×１００（ｔ₀：圧延前の板厚、ｔ：圧延後の板厚）
加工度がこの範囲から外れると板厚中央部のＣｕｂｅ方位の面積率が１０％未満になる。

本発明合金の製造方法を工程順に列記すると次のようになる。
（１）インゴットの鋳造
（２）熱間圧延（温度８００〜１０００℃、厚み５〜２０ｍｍ程度まで）
（３）冷間圧延（加工度３０〜９９％）
（４）予備焼鈍（軟化度：Ｓ_T＝０．２５〜０．７５、導電率＝２０〜４５％ＩＡＣＳ）
（５）軽圧延（加工度７〜５０％）
（６）溶体化処理（７００〜９００℃で５〜３００秒）
（７）冷間圧延（加工度１〜６０％）
（８）時効処理（３５０〜５５０℃で２〜２０時間）
（９）冷間圧延（加工度１〜５０％）
（１０）歪取り焼鈍（３００〜７００℃で５秒〜１０時間）
ここで、冷間圧延（３）の加工度は３０〜９９％とすることが好ましい。予備焼鈍（４）で部分的に再結晶粒を生成させるためには、冷間圧延（３）で歪を導入しておく必要があり、３０％以上の加工度で有効な歪が得られる。一方、加工度が９９％を超えると、圧延材のエッジ等に割れが発生し、圧延中の材料が破断することがある。
冷間圧延（７）及び（９）は高強度化のために任意に行うものであり、圧延加工度の増加とともに強度が増加する反面、曲げ性が低下する。冷間圧延（７）及び（９）の有無およびそれぞれの加工度によらず、板厚中央部の結晶方位制御によりノッチ曲げ性が向上するという本発明の効果は得られる。冷間圧延（７）及び（９）は行っても良いし行わなくても良い。ただし、冷間圧延（７）及び（９）におけるそれぞれの加工度が上記上限値を超えることは曲げ性の点から好ましくなく、それぞれの加工度が上記下限値を下回ることは高強度化の効果の点から好ましくない。
歪取り焼鈍（１０）は、冷間圧延（９）を行う場合にこの冷間圧延で低下するばね限界値等を回復させるために任意に行うものである。歪取り焼鈍（１０）の有無に関わらず、板厚中央部の結晶方位制御によりノッチ曲げ性が向上するという本発明の効果は得られる。歪取り焼鈍（１０）は行っても良いし行わなくても良い。
なお、工程（２）、（６）及び（８）については、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金の一般的な製造条件を選択すればよい。

本発明のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金は種々の伸銅品、例えば板、条及び箔に加工することができ、更に、本発明のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金は、リードフレーム、コネクタ、ピン、端子、リレー、スイッチ、二次電池用箔材等の電子機器部品等に使用することができる。

以下に本発明の実施例を比較例と共に示すが、これらの実施例は本発明及びその利点をよりよく理解するために提供するものであり、発明が限定されることを意図するものではない。

（実施例１）
Ｎｉ：２．６質量％、Ｓｉ：０．５８質量％、Ｓｎ：０．５質量％、およびＺｎ：０．４質量％を含有し残部が銅及び不可避的不純物からなる合金を実験材料とし、予備焼鈍及び軽圧延条件と結晶方位との関係、さらに結晶方位が製品の曲げ性および機械的特性に及ぼす影響を検討した。
高周波溶解炉にてアルゴン雰囲気中で内径６０ｍｍ、深さ２００ｍｍの黒鉛るつぼを用い電気銅２．５ｋｇを溶解した。上記合金組成が得られるよう合金元素を添加し、溶湯温度を１３００℃に調整した後、鋳鉄製の鋳型に鋳込み、厚さ３０ｍｍ、幅６０ｍｍ、長さ１２０ｍｍのインゴットを製造した。このインゴットを９５０℃で３時間加熱し、厚さ１０ｍｍまで熱間圧延した。熱間圧延板表面の酸化スケールをグラインダーで研削して除去した。研削後の厚みは９ｍｍであった。その後、次の工程順で圧延および熱処理を施し、板厚０．１５ｍｍの製品試料を作製した。
（１）冷間圧延：軽圧延の圧延加工度に応じ、所定の厚みまで冷間圧延した。
（２）予備焼鈍：所定温度に調整した電気炉に試料を挿入し、所定時間保持した後、試料を水槽に入れ冷却（水冷）または試料を大気中に放置し冷却（空冷）の二通りの条件で冷却した。
（３）軽圧延：種々の圧延加工度で、厚み０．１８ｍｍまで冷間圧延を行った。
（４）溶体化処理：８００℃に調整した電気炉に試料を挿入し、１０秒間保持した後、試料を水槽に入れ冷却した。
（５）時効処理：電気炉を用い４５０℃で５時間、Ａｒ雰囲気中で加熱した。
（６）冷間圧延：０．１８ｍｍから０．１５ｍｍまで加工度１７％で冷間圧延した。
（７）歪取り焼鈍：４００℃に調整した電気炉に試料を挿入し、１０秒間保持した後、試料を大気中に放置し冷却した。

予備焼鈍後の試料および製品試料（この場合は歪取り焼鈍上がり）について、次の評価を行った。
（予備焼鈍での軟化度評価）
予備焼鈍前および予備焼鈍後の試料につき、引張試験機を用いてＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠し圧延方向と平行に引張強さを測定し、それぞれの値をσ₀およびσ_Tとした。また、９００℃焼鈍試料を前記手順（９５０℃の炉に挿入し試料が９００℃に到達したときに水冷）で作製し、圧延方向と平行に引張強さを同様に測定しσ₉₀₀を求めた。σ₀、σ_T、σ₉₀₀から、軟化度Ｓ_Tを求めた。
Ｓ_T＝（σ₀−σ_T）／（σ₀−σ₉₀₀）

（予備焼鈍後の導電率測定）
予備焼鈍後の試料につき、ＪＩＳ Ｈ ０５０５に準拠して導電率を測定した。測定での通電は圧延方向と平行に行った。

（製品の結晶方位測定）
板厚方向表層および板厚方向中央部において、Ｃｕｂｅ方位、Ｃｏｐｐｅｒ方位及びＢｒａｓｓ方位の面積率をＥＢＳＤにより測定した。
表層の結晶方位を解析するための試料として、試料表面を機械研摩して圧延模様等による微小凹凸を除去した後、コロイダルシリカ砥粒を使用し鏡面に仕上げた。これによる表面の研摩深さは２〜３μｍの範囲であった。
また、板厚中央部の結晶方位を解析するための試料として、一方の表面から板厚中央部までを塩化第二鉄溶液を用いたエッチングにより除去し、その後、機械研摩とコロイダルシリカ砥粒により鏡面に仕上げた。仕上げ後の試料の厚みは、元の板厚に対し４５〜５５％の範囲であった。
ＥＢＳＤ測定では、結晶粒を２００個以上含む、５００μｍ四方の試料面積に対し、０．５μｍ のステップでスキャンし、方位を解析した。理想方位からのずれ角度については、共通の回転軸を中心に回転角を計算し、ずれ角度とした。例えば、Ｓ方位（２ ３ １）[６ −４ ３]に対して、（１ ２ １）[１ −１ １]は（２０ １０ １７） 方向を回転軸にして、１９．４°回転した関係になっており、この角度をずれ角度とした。共通の回転軸は最も小さいずれ角度で表現できるものを採用した。全ての測定点に対してこのずれ角度を計算して小数点第一位までを有効数字とし、Ｃｕｂｅ方位、Ｃｏｐｐｅｒ方位、Ｂｒａｓｓ方位のそれぞれから１０°以内の方位を持つ結晶粒の面積を全測定面積で除し、面積率とした。ＥＢＳＤによる方位解析において得られる情報は、電子線が試料に侵入する数１０ｎｍの深さまでの方位情報を含んでいるが、測定している広さに対して充分に小さいため、面積率として記載した。

（製品の引張り試験）
引張試験機を用いてＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠し圧延方向と平行に引張強さを測定した。

（製品のノッチ曲げ試験）
試験手順を図２に示す。板厚ｔに対し深さ１／３ｔのノッチング加工を施した。ノッチ先端の角度は９０度とし、先端に幅０．１ｍｍの平坦部を設けた。次に、ＪＩＳ Ｈ３１００に準拠し、内曲げ半径をｔとし、Ｇｏｏｄ Ｗａｙ方向（曲げ軸が圧延方向と直交）にＷ曲げ試験を行った。そして、曲げ断面を機械研磨及びバフ研磨で鏡面に仕上げ、光学顕微鏡で割れの有無を観察した。割れが認められない場合を○、割れが認められた場合を×と評価した。

（製品のＷ曲げ試験）
ＪＩＳ Ｈ３１００に準拠し、内曲げ半径をｔとし、Ｇｏｏｄ Ｗａｙ方向（曲げ軸が圧延方向と直交）にＷ曲げ試験を行った。そして、曲げ断面を機械研磨及びバフ研磨で鏡面に仕上げ、光学顕微鏡で割れの有無を観察した。割れが認められない場合を○、割れが認められた場合を×と評価した。

（ヤング率測定）
長手方向が圧延方向と平行になるように、板厚ｔ、幅Ｗ（＝１０ｍｍ）、長さ１００ｍｍの短冊形状の試料を採取した。この試料の片端を固定し、固定端からＬ（＝１００ｔ）の位置にＰ（＝０．１５Ｎ）の荷重を加え、このときのたわみｄから、次式を用い圧延平行方向のヤング率Ｅを求めた。
Ｅ＝４・Ｐ・（Ｌ／ｔ）³／（Ｗ・ｄ）
表１に評価結果を示す。

発明例は、いずれも本発明が規定する条件で予備焼鈍および軽圧延を行ったものであり、板厚中央部の結晶方位が本発明の規定を満たし、Ｗ曲げ、ノッチ曲げとも割れが発生せず、引張強さは８００ＭＰａ以上と高く、１１０ＭＰａを超える高いヤング率が得られた。
比較例１は、予備焼鈍での軟化度が０．２５未満になったため、板厚中央部におけるＣｏｐｐｅｒ方位面積率が２０％を超え、Ｃｕｂｅ方位面積率が１０％未満になった。比較例２は、予備焼鈍での軟化度が０．７５を超えたため、板厚中央部におけるＢｒａｓｓ方位面積率が２０％を超えた。比較例３は、予備焼鈍での軟化度が０．７５を超えさらに予備焼鈍後の導電率が２０％ＩＡＣＳ未満になったため、板厚中央部におけるＣｏｐｐｅｒ方位およびＢｒａｓｓ方位の面積率が２０％を超え、Ｃｕｂｅ方位面積率が１０％未満になった。比較例５および６は、軽圧延の加工度が本発明の規定から外れたものであり、板厚中央部におけるＣｕｂｅ方位面積率が１０％未満になった。以上の比較例では、Ｗ曲げでは割れが発生しなかったが、ノッチ曲げでは割れが発生した。なお、これら比較例の予備焼鈍および軽圧延は特許文献２が推奨する条件の範囲で行われたものであり、その板厚表層の結晶方位は特許文献２の規定を満足するものであった。
比較例４は、予備焼鈍後の導電率が４５％ＩＡＣＳを超えたため、Ｃｕｂｅ方位面積率が８０％を超え、ヤング率が１００ＭＰａ未満の低い値になった。
比較例７は、熱間圧延後に表面研削した後の板厚９ｍｍから、予備焼鈍および軽圧延を行わず、そのまま板厚０．１８ｍｍまで圧延したものである。板厚中央部、表層部ともに、Ｃｏｐｐｅｒ方位およびＢｒａｓｓ方位の面積率が２０％を超え、Ｃｕｂｅ方位面積率が１０％未満になった。その結果、Ｗ曲げ、ノッチ曲げの双方で割れが発生した。

（実施例２）
実施例１で示したノッチ曲げ性の改善効果が、異なる成分および製造条件のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ合金でも得られるかについて検討した。
まず、実施例１と同様の方法で鋳造、熱間圧延および表面研削を行い、表２の成分を有する厚み９ｍｍの板を得た。この板に対し次の工程順で圧延および熱処理を施し、表２に示す板厚の製品試料を得た。
（１）冷間圧延
（２）予備焼鈍：所定温度に調整した電気炉に、試料を挿入し、所定時間保持した後、試料を水槽に入れ冷却（水冷）または試料を大気中に放置し冷却（空冷）の二通りの条件で冷却した。
（３）軽圧延
（４）溶体化処理：所定温度に調整した電気炉に試料を挿入し、１０秒間保持した後、試料を水槽に入れ冷却した。該温度は再結晶粒の平均直径が５〜２５μｍの範囲になる範囲で選択した。
（５）冷間圧延（圧延１）
（６）時効処理：電気炉を用い所定温度で５時間、Ａｒ雰囲気中で加熱した。該温度は時効後の引張強さが最大になるように選択した。
（７）冷間圧延（圧延２）
（８）歪取り焼鈍：所定温度に調整した電気炉に試料を挿入し、１０秒間保持した後、試料を大気中に放置し冷却した。

予備焼鈍後の試料および製品試料について、実施例１と同様の評価を行った。表２及び３に評価結果を示す。圧延１、圧延２、歪取り焼鈍のいずれかを行わなかった場合は、それぞれの加工度または温度の欄に「なし」と表記している。

発明例は、いずれも本発明が規定する濃度のＮｉおよびＳｉを含有し、本発明が規定する条件で予備焼鈍および軽圧延を行ったものであり、板厚中央部の結晶方位が本発明の規定を満たし、ノッチ曲げが可能であり、６５０ＭＰａを超える高い引張強さおよび１１０ＭＰａを超える高いヤング率が得られた。ここで、圧延２の加工度が５０％を超えた発明例１５、および圧延１の加工度が６０％を超えた発明例１６では、ノッチ曲げ試験で割れが発生したものの、実用上許容できる極微細な割れであったため、○と評価した。
比較例８は軽圧延の加工度が５０％を超えたものである。実施例１の合金と同様、板厚中央部の結晶方位が発明の規定から外れ、ノッチ曲げで割れが発生した。同じ成分の前記発明例１５、１６と比べると、引張強さが低いにも関わらず、発生した割れは電子部品としての機能を阻害するレベルの顕著なものであった。
比較例９、１０は予備焼鈍での軟化度が本発明の規定を満足しなかったものである。実施例１の合金と同様、板厚中央部の結晶方位が発明の規定から外れ、ノッチ曲げで割れが発生した。
比較例１１はＮｉおよびＳｉ濃度が本発明の規定を下回ったものであり、ノッチ曲げ性は良好であったが、引張強さが５００ＭＰａにも達しなかった。

Claims (6)

1. ０．８〜４．５質量％のＮｉ及び０．２〜１．０質量％のＳｉを含有し、残部が銅及び不可避的不純物からなり、板厚に対し４５〜５５％の断面位置である板厚方向の中央部において、板厚方向と平行にＥＢＳＤ測定を行い、結晶方位を解析したときに、Ｃｕｂｅ方位｛０ ０ １｝＜１ ０ ０＞の面積率が１０〜８０％、Ｂｒａｓｓ方位｛１ １ ０｝＜１ １ ２＞の面積率が２０％以下、Ｃｏｐｐｅｒ方位｛１ １ ２｝＜１ １ １＞の面積率が２０％以下であるＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金。
2. Ｓｎ、Ｚｎ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｐ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｃｒ及びＡｇのうち１種以上を総量で０．００５〜３．０質量％含有する請求項１に記載のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金。
3. ０．８〜４．５質量％のＮｉ及び０．２〜１．０質量％のＳｉを含有し、残部が銅及び不可避的不純物からなるインゴットを作製し、前記インゴットを、温度８００〜１０００℃で厚み５〜２０ｍｍまで熱間圧延した後、加工度３０〜９９％の冷間圧延を行い、軟化度０．２５〜０．７５の熱処理を行って導電率を２０〜４５％ＩＡＣＳの範囲に調整した後、加工度７〜５０％の冷間圧延を行い、次いで、７００〜９００℃で５〜３００秒間の溶体化処理、及び、３５０〜５５０℃で２〜２０時間の時効処理を行う方法であり、
   前記軟化度は、温度Ｔのときの軟化度をＳ _T として、次式で示されるＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金の製造方法：
   Ｓ _T ＝（σ ₀ −σ _T ）／（σ ₀ −σ ₉₀₀ ）
   （σ ₀ は焼鈍前の引張強さであり、σ _T およびσ ₉₀₀ はそれぞれＴ℃および９００℃で焼鈍後の引張強さである）。
4. 前記インゴットがＳｎ、Ｚｎ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｐ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｃｒ及びＡｇのうち１種以上を総量で０．００５〜３．０質量％含有する請求項３に記載のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金の製造方法。
5. 請求項１又は２に記載の銅合金を備えた伸銅品。
6. 請求項１又は２に記載の銅合金を備えた電子機器部品。