JP4976521B2 - プロジェクション溶接特性に優れたＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金、及びその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、プロジェクション溶接特性に優れたＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金に関し、特に、車載用の駆動回路やモータ装置内部の回路基板等に使用されるＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金、及びその製造方法に関する。
プロジェクション溶接は、抵抗溶接の一種であり、プロジェクション部に電流が集中して流れるため、良好な溶接を行うことができ、最近、車載用の駆動回路やモータ装置内部の回路基板に使用される銅又は銅合金部材の連結端子とリード端子との溶接などに使用されている。
特許文献１に記載された駆動回路装置、及びこれを備えたモータ装置では、連結端子の端部とリード端子の端部とがプロジェクション溶接されている。連結端子には純銅、リン青銅等が使用されている。回路基板３６から延設される連結端子２２は、連結端子折曲部２２Ａで折り曲げられ、制御ＩＣ４４から延設されるリート端子１８と共に上方へ延びており、さらに、連結端子２２の端部とリード端子１８の端部は溶接点１６で電気溶接にて接合され、連結端子２２は、曲点２２Ｂでリード端子１８から離れるように曲げられている。このため、電気溶接時に、溶接点１６以外に電流が流れて分流するのを抑えることができ、溶接強度のばらつきを抑制することができる。
特許文献２に記載された車両用交流発電機の整流器では、サーキットボードアッセンブリ３２の接続端子３７が分岐されて樹脂体３６の内周側および外周側に露出され、＋側ダイオード３３のリード３３ｄが接続端子４３の分岐された外周側の露出部３７ｂに外周側からプロジェクション溶接により接合一体化され、さらに−側ダイオード３４のリード３４ｄが接続端子３７の分岐された内周側の露出部３７ａに内周側からプロジェクション溶接により接合一体化されている。そのリードは銅によって形成されている。
特許文献２に記載された車両用交流発電機の整流器では、サーキットボードアッセンブリ３２の接続端子３７が分岐されて樹脂体３６の内周側および外周側に露出され、＋側ダイオード３３のリード３３ｄが接続端子４３の分岐された外周側の露出部３７ｂに外周側からプロジェクション溶接により接合一体化され、さらに−側ダイオード３４のリード３４ｄが接続端子３７の分岐された内周側の露出部３７ａに内周側からプロジェクション溶接により接合一体化されている。そのリードは銅によって形成されている。
従来のプロジェクション溶接を必要とする回路基板等に使用されている黄銅或いはリン青銅部材では、耐食性に問題がある。このため、その部材として、耐食性、耐熱性に優れたコルソン系銅合金（Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金）の使用が検討されているが、プロジェクション溶接特性に難があり、その解決策が望まれている。
本発明は、これらの事情に鑑みてなされたものであり、特に、車載用の駆動回路やモータ装置内部の回路基板等に使用されるプロジェクション溶接特性に優れたＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金、及びその製造方法を提供する。
本発明者らは、鋭意検討の結果、コルソン系銅合金に最適量のＺｎを含有させ、結晶組織内のＥＢＳＤ法にて測定したＧｒａｉｎ Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｓｐｒｅａｄ（ＧＯＳ）の全結晶粒における平均値を３．０°〜５．０°とし、ＥＢＳＤ法にて測定した結晶粒界の全粒界長さＬに対する特殊粒界の全特殊粒界長さＬσの比率（Ｌσ／Ｌ）を１５〜３０％とすると、プロジェクション溶接特性が飛躍的に向上することを見出した。
プロジェクション溶接特性を向上させるには、導電性を有する金属の溶接の容易性と、良好な形状を有する突き出し部を形成できる加工性とが重要な要件であり、本発明者らは鋭意検討の結果、次の知見を得た。
（１）Ｚｎは銅合金の添加成分としては、耐マイグレーション特性向上のために含有させることが多く、溶接の容易性にも寄与するが、低融点でもあり、最適量を超えると、プロジェクション溶接時に蒸発して逆に溶接性を悪くすることが多い。
（２）銅合金組織中のＥＢＳＤ法にて測定したＧＯＳの全結晶粒における平均値、結晶粒界の全粒界長さＬに対する特殊粒界の全特殊粒界長さＬσの比率（Ｌσ／Ｌ）は、突き出し部を形成するための絞り加工性に大きく寄与し、最適値を超えると、絞り加工性が悪くなり、良好な形状を有する突き出し部が出来難くなる
即ち、最適なＺｎ含有量と、最適なＧＯＳの全結晶粒における平均値と結晶粒界の全粒界長さＬに対する特殊粒界の全特殊粒界長さＬσの比率（Ｌσ／Ｌ）とを有するコルソン系銅合金は、極めて良好なプロジェクション溶接性を発揮することが可能となる。
（１）Ｚｎは銅合金の添加成分としては、耐マイグレーション特性向上のために含有させることが多く、溶接の容易性にも寄与するが、低融点でもあり、最適量を超えると、プロジェクション溶接時に蒸発して逆に溶接性を悪くすることが多い。
（２）銅合金組織中のＥＢＳＤ法にて測定したＧＯＳの全結晶粒における平均値、結晶粒界の全粒界長さＬに対する特殊粒界の全特殊粒界長さＬσの比率（Ｌσ／Ｌ）は、突き出し部を形成するための絞り加工性に大きく寄与し、最適値を超えると、絞り加工性が悪くなり、良好な形状を有する突き出し部が出来難くなる
即ち、最適なＺｎ含有量と、最適なＧＯＳの全結晶粒における平均値と結晶粒界の全粒界長さＬに対する特殊粒界の全特殊粒界長さＬσの比率（Ｌσ／Ｌ）とを有するコルソン系銅合金は、極めて良好なプロジェクション溶接性を発揮することが可能となる。
また、通常のコルソン系銅合金は、連続鋳造など適当な方法で鋳塊を作製し、この鋳塊を８５０〜９５０℃程度に加熱して均質化焼鈍を行い、熱間圧延した後、水冷してＮｉ−Ｓｉ化合物の析出を抑制し、次いでこの熱延材に対して、（１）冷間圧延→（２）溶体化処理→（３）時効処理→（４）冷間圧延及び熱処理を施し、目標とする最終板厚の板材を製造している。また、（４）の冷間圧延の後、歪み取りや歪み矯正を目的とする短時間加熱、テンションレベリングなどの処理を行うこともある。特に、適切な特性を得るには、（２）の溶体化処理と、（３）の時効処理において適切な条件を選択する必要がある。
本発明者らは、プロジェクション溶接に適する絞り加工性を有するコルソン系銅合金を製造するには、銅合金組織内に化合物粒子を極力析出させずに、固溶状態で存在させることが重要であるとの知見を得た。
即ち、従来のコルソン系銅合金の製造に必要とされる、化合物粒子を析出させる溶体化処理及び時効処理を行わずに、熱間圧延と中間焼鈍と低温焼鈍を最適な条件に選定することにより、プロジェクション溶接性に優れたコルソン系銅合金が製造可能となり、コスト的にも安価に製造出来るのである。
即ち、従来のコルソン系銅合金の製造に必要とされる、化合物粒子を析出させる溶体化処理及び時効処理を行わずに、熱間圧延と中間焼鈍と低温焼鈍を最適な条件に選定することにより、プロジェクション溶接性に優れたコルソン系銅合金が製造可能となり、コスト的にも安価に製造出来るのである。
本発明の銅合金は、Ｎｉ：１．０〜４．０質量％、Ｓｉ：０．１〜１．０質量％、Ｚｎ：０．３〜０．７質量％、Ｓｎ：０．４〜０．８質量％を含有し、残りがＣｕおよび不可避不純物からなる組成を有し、結晶組織内のＥＢＳＤ法にて測定したＧＯＳの全結晶粒における平均値が３．０°〜５．０°であり、ＥＢＳＤ法にて測定した結晶粒界の全粒界長さＬに対する特殊粒界の全特殊粒界長さＬσの比率（Ｌσ／Ｌ）が１５〜３０％であることを特徴とする。
Ｚｎの含有量が０．３質量％未満では、プロジェクション溶接特性の向上に寄与せず、０．７質量％を超えると、プロジェクション溶接時に蒸発して逆に溶接性を悪化させる。
ＧＯＳの全結晶粒における平均値が３．０°未満であると、結晶組織の異方性が強まり加工性の低下を来たし、５．０°を超えると、粒界割れによるクラックが発生し易くなる。
Ｌσ／Ｌが１５％未満であると、圧延加工性が悪くなり、３０％を超えると、粒界割れによるクラックが発生し易くなる。
Ｚｎの含有量が０．３質量％未満では、プロジェクション溶接特性の向上に寄与せず、０．７質量％を超えると、プロジェクション溶接時に蒸発して逆に溶接性を悪化させる。
ＧＯＳの全結晶粒における平均値が３．０°未満であると、結晶組織の異方性が強まり加工性の低下を来たし、５．０°を超えると、粒界割れによるクラックが発生し易くなる。
Ｌσ／Ｌが１５％未満であると、圧延加工性が悪くなり、３０％を超えると、粒界割れによるクラックが発生し易くなる。
また、本発明の銅合金は、Ｚｒ、Ｃｒからなる元素のうち少なくとも一種を０．０１〜０．３質量％含有するとよい。
Ｚｒ、Ｃｒからなる元素のうち少なくとも一種を０．０１〜０．３質量％含有することにより、プロジェクション溶接部の耐熱性が向上する。
Ｚｒ、Ｃｒからなる元素のうち少なくとも一種を０．０１〜０．３質量％含有することにより、プロジェクション溶接部の耐熱性が向上する。
また、本発明の銅合金は、Ｍｇを０．００１〜０．２質量％含有するとよい。
Ｍｇを０．００１〜０．２質量％含有することにより、プレス加工時の耐金型磨耗性が向上する。
Ｍｇを０．００１〜０．２質量％含有することにより、プレス加工時の耐金型磨耗性が向上する。
本発明の銅合金の製造方法は、熱間圧延、第１冷間圧延、中間焼鈍、第２冷間圧延、低温焼鈍をこの順序で行い、熱間圧延時の厚み方向の加工速度を１３．０〜２８．０ｍｍ／分とし、冷却開始温度を５００〜７００℃として、中間焼鈍を５００〜７００℃にて２０〜６０秒実施し、低温焼鈍を４００〜５００℃にて２０〜６０秒実施することを特徴とする。
即ち、本発明のプロジェクション溶接特性に優れた銅合金は、通常のコルソン系銅合金の製造に必要とされる、化合物粒子を析出させる溶体化処理、及び時効処理を行わずに、熱間圧延と中間焼鈍と低温焼鈍とを最適な条件に選定することにより、製造することが出来る。
熱間圧延時の厚み方向の加工速度が１３．０ｍｍ／分未満であると、組織が不均一となり、粗大な析出物も生成され、圧延加工性が悪化し、加工速度が大きいと組織が均一になり、粗大な析出物の成長を抑えられるが、２８．０ｍｍ／分を超えると設備的に実施不可能である。
冷却開始温度が５００℃未満であると、組織が不均一となり、粗大な析出物も生成され、圧延加工性が悪化し、冷却開始温度が高い方が組織は均一になるが、７００℃を超える設定はエネルギーロスが大きくなり、経済的ではない。
中間焼鈍時の温度が５００℃未満であり、時間が２０秒未満であると、Ｌσ／Ｌが上昇して粒界割れが発生しやすくなり、圧延加工性が悪く、生産性が低下する。また、析出時効が起こって導電率が上昇し、溶接性が低下する。
中間焼鈍時の温度が７００℃を超え、時間が６０秒を超えると、組織が溶体化して導電率は低下するが、ＧＯＳの全結晶粒における平均値が低下し、微細組織の異方性が強まり、加工性が低下する。
低温焼鈍時の温度が４００℃未満であり、時間が２０秒未満であると、Ｌσ／Ｌが上昇して粒界割れが発生しやすくなるため、加工性が低下する。
低温焼鈍時の温度が５００℃を超え、時間が６０秒を超えると、ＧＯＳの全結晶粒における平均値が低下するため、異方性が強まり加工性が低下する。
熱間圧延時の厚み方向の加工速度が１３．０ｍｍ／分未満であると、組織が不均一となり、粗大な析出物も生成され、圧延加工性が悪化し、加工速度が大きいと組織が均一になり、粗大な析出物の成長を抑えられるが、２８．０ｍｍ／分を超えると設備的に実施不可能である。
冷却開始温度が５００℃未満であると、組織が不均一となり、粗大な析出物も生成され、圧延加工性が悪化し、冷却開始温度が高い方が組織は均一になるが、７００℃を超える設定はエネルギーロスが大きくなり、経済的ではない。
中間焼鈍時の温度が５００℃未満であり、時間が２０秒未満であると、Ｌσ／Ｌが上昇して粒界割れが発生しやすくなり、圧延加工性が悪く、生産性が低下する。また、析出時効が起こって導電率が上昇し、溶接性が低下する。
中間焼鈍時の温度が７００℃を超え、時間が６０秒を超えると、組織が溶体化して導電率は低下するが、ＧＯＳの全結晶粒における平均値が低下し、微細組織の異方性が強まり、加工性が低下する。
低温焼鈍時の温度が４００℃未満であり、時間が２０秒未満であると、Ｌσ／Ｌが上昇して粒界割れが発生しやすくなるため、加工性が低下する。
低温焼鈍時の温度が５００℃を超え、時間が６０秒を超えると、ＧＯＳの全結晶粒における平均値が低下するため、異方性が強まり加工性が低下する。
本発明により、車載用の駆動回路やモータ装置内部の回路基板等での使用に適するプロジェクション溶接特性に優れたＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金が得られる。
以下に、本発明の実施形態について説明する。
本実施形態の銅合金は、Ｎｉ：１．０〜４．０質量％、Ｓｉ：０．１〜１．０質量％、Ｚｎ：０．３〜０．７質量％、Ｓｎ：０．４〜０．８質量％を含有し、残りがＣｕおよび不可避不純物からなる組成を有する。
Ｎｉ及びＳｉは、共存した状態でＮｉとＳｉの金属間化合物を形成することにより、導電率を大幅に低下させることなく強度を向上させる効果がある。Ｎｉが１．０質量％未満又はＳｉが０．１質量％未満ではその効果がなく、Ｎｉが４．０質量％を超え又はＳｉが１．０質量％を超えると熱間加工性が著しく低下する。
Ｚｎは、０．３質量％未満では、プロジェクション溶接時の特性の向上に寄与せず、０．７質量％を超えると、プロジェクション溶接時に蒸発し逆に溶接性を悪化させる。
Ｓｎは、固溶強化により強度を向上させる成分であり、０．４質量％未満ではその効果
が十分ではなく、０．８質量％を超えるとその効果が飽和するとともに、熱間及び冷間加工性が劣化する。
本実施形態の銅合金は、Ｎｉ：１．０〜４．０質量％、Ｓｉ：０．１〜１．０質量％、Ｚｎ：０．３〜０．７質量％、Ｓｎ：０．４〜０．８質量％を含有し、残りがＣｕおよび不可避不純物からなる組成を有する。
Ｎｉ及びＳｉは、共存した状態でＮｉとＳｉの金属間化合物を形成することにより、導電率を大幅に低下させることなく強度を向上させる効果がある。Ｎｉが１．０質量％未満又はＳｉが０．１質量％未満ではその効果がなく、Ｎｉが４．０質量％を超え又はＳｉが１．０質量％を超えると熱間加工性が著しく低下する。
Ｚｎは、０．３質量％未満では、プロジェクション溶接時の特性の向上に寄与せず、０．７質量％を超えると、プロジェクション溶接時に蒸発し逆に溶接性を悪化させる。
Ｓｎは、固溶強化により強度を向上させる成分であり、０．４質量％未満ではその効果
が十分ではなく、０．８質量％を超えるとその効果が飽和するとともに、熱間及び冷間加工性が劣化する。
また、この銅合金は、Ｚｒ、Ｃｒからなる元素のうち少なくとも一種を０．０１〜０．３質量％含有しても良く、これら元素のうち少なくとも一種を０．０１〜０．３質量％含有させることにより、プロジェクション溶接部の耐熱性の向上に寄与する。
また、この銅合金は、Ｍｇを０．００１〜０．２質量％含有しても良く、Ｍｇを０．００１〜０．２質量％含有することにより、プレス加工時の耐金型磨耗性に寄与する。
更に、この銅合金は、結晶組織内のＥＢＳＤ法にて測定したＧＯＳの全結晶粒における平均値が３．０°〜５．０°であり、ＥＢＳＤ法にて測定した結晶粒界の全粒界長さＬに対する特殊粒界の全特殊粒界長さＬσの比率（Ｌσ／Ｌ）が１５〜３０％以上である。
ＧＯＳの全結晶粒における平均値が３．０°未満であると、結晶組織の異方性が強まり加工性の低下をもたらし、５．０°を超えると、粒界割れによるクラックが発生し易くなる。
Ｌσ／Ｌが１５％未満であると、圧延加工性が悪くなり、３０％を超えると、粒界割れによるクラックが発生し易くなる。
即ち、ＧＯＳの全結晶粒における平均値とＬσ／Ｌとが最適な数値範囲であることにより、良好な形状を有する突き出し部をプレス加工によって形成することができる。
ＧＯＳの全結晶粒における平均値が３．０°未満であると、結晶組織の異方性が強まり加工性の低下をもたらし、５．０°を超えると、粒界割れによるクラックが発生し易くなる。
Ｌσ／Ｌが１５％未満であると、圧延加工性が悪くなり、３０％を超えると、粒界割れによるクラックが発生し易くなる。
即ち、ＧＯＳの全結晶粒における平均値とＬσ／Ｌとが最適な数値範囲であることにより、良好な形状を有する突き出し部をプレス加工によって形成することができる。
ＧＯＳは、走査型電子顕微鏡に取り付けた結晶方位測定システムにより、各測定ピクセルの方位を測定し、測定ピクセル間の方位差が１５°以上を結晶粒界とみなし、結晶粒内のあるピクセルと残りの全てのピクセル間の方位差の平均値を計算したもので、結晶粒ごとに値を持つ。ＧＯＳの全結晶粒における平均値は、測定範囲の全ての結晶粒のＧＯＳの平均値を算出したものである。
結晶組織内のＥＢＳＤ法にて測定した結晶粒界の全粒界長さＬに対する特殊粒界の全特殊粒界長さＬσの比率（Ｌσ／Ｌ）は、後方散乱電子線回折による方位解析により、隣接する測定点間の方位差が１５°以上となる測定点間を結晶粒界として、結晶粒界の全粒界長さＬを測定し、隣接する結晶粒の界面が特殊粒界を構成する結晶粒界の位置を決定し、特殊粒界の全特殊粒界長さＬσと、測定した結晶粒界の全粒界長さＬとから算出した。
この様に、本実施形態の銅合金は、Ｚｎ含有量が０．３〜０．７質量％であり、ＥＢＳＤ法にて測定したＧＯＳの全結晶粒における平均値が３．０°〜５．０°であり、ＥＢＳＤ法にて測定した結晶粒界の全粒界長さＬに対する特殊粒界の全特殊粒界長さＬσの比率（Ｌσ／Ｌ）が１５〜３０％であり、極めて良好なプロジェクション溶接性を有する。
次に本発明の製造方法の実施形態について説明する。
本実施形態の銅合金は、熱間圧延、第１冷間圧延、中間焼鈍、第２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、熱間圧延時の厚み方向の加工速度を１３．０〜２８．０ｍｍ／分とし、冷却開始温度を５００〜７００℃として、中間焼鈍を５００〜７００℃にて２０〜６０秒実施し、低温焼鈍を４００〜５００℃にて２０〜６０秒実施して製造される。
本実施形態の銅合金は、熱間圧延、第１冷間圧延、中間焼鈍、第２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、熱間圧延時の厚み方向の加工速度を１３．０〜２８．０ｍｍ／分とし、冷却開始温度を５００〜７００℃として、中間焼鈍を５００〜７００℃にて２０〜６０秒実施し、低温焼鈍を４００〜５００℃にて２０〜６０秒実施して製造される。
通常のコルソン系銅合金は、連続鋳造など適当な方法で鋳塊を作製し、この鋳塊を８５０〜９５０℃ 程度に加熱して均質化焼鈍を行い、熱間圧延した後、水冷してＮｉ−Ｓｉ化合物の析出を抑制し、次いでこの熱延材に対して、冷間圧延→溶体化処理→時効処理→冷間圧延の加工及び熱処理を施し、目標とする最終板厚の板材を製造している。これに対して、本実施形態の製造方法では、化合物粒子を析出させる溶体化処理及び時効処理等を行わずに、熱間圧延と中間焼鈍と低温焼鈍とを最適な条件に選定することにより製造される。
熱間圧延は、厚み方向の加工速度を１３．０〜２８．０ｍｍ／分とし、冷却開始温度を５００〜７００℃として実施する。
熱間圧延時の加工速度が１３．０ｍｍ／分未満であると、組織が不均一となり、粗大な析出物も生成され、圧延加工性が悪化し、加工速度が大きいと組織が均一になり、粗大な析出物の成長を抑えられるが、２８．０ｍｍ／分を超えると設備的に実施できない。
冷却開始温度が５００℃未満であると、組織が不均一となり、粗大な析出物も生成され、圧延加工性が悪化し、冷却開始温度が高い方が組織が均一になるが、７００℃を超える設定はエネルギーロスが大きくなり、経済的ではない。
中間焼鈍は、５００〜７００℃にて２０〜６０秒実施する。
中間焼鈍時の温度が５００℃未満であり、時間が２０秒未満であると、Ｌσ／Ｌが上昇して粒界割れが発生しやすくなり、圧延加工性が悪く、生産性が低下する。また、析出時効が起こって導電率が上昇し、溶接性が低下する。
中間焼鈍時の温度が７００℃を超え、時間が６０秒を超えると、組織が溶体化して導電率は低下するが、ＧＯＳの全結晶粒における平均値が低下し、微細組織の異方性が強まり、加工性が低下する。
低温焼鈍は、４００〜５００℃にて２０〜６０秒実施する。
低温焼鈍時の温度が４００℃未満であり、時間が２０秒未満であると、Ｌσ／Ｌが上昇して粒界割れが発生しやすくなるため、加工性が低下する。
低温焼鈍時の温度が５００℃を超え、時間が６０秒を超えると、ＧＯＳの全結晶粒における平均値が低下し、異方性が強まり加工性が低下する。
熱間圧延時の加工速度が１３．０ｍｍ／分未満であると、組織が不均一となり、粗大な析出物も生成され、圧延加工性が悪化し、加工速度が大きいと組織が均一になり、粗大な析出物の成長を抑えられるが、２８．０ｍｍ／分を超えると設備的に実施できない。
冷却開始温度が５００℃未満であると、組織が不均一となり、粗大な析出物も生成され、圧延加工性が悪化し、冷却開始温度が高い方が組織が均一になるが、７００℃を超える設定はエネルギーロスが大きくなり、経済的ではない。
中間焼鈍は、５００〜７００℃にて２０〜６０秒実施する。
中間焼鈍時の温度が５００℃未満であり、時間が２０秒未満であると、Ｌσ／Ｌが上昇して粒界割れが発生しやすくなり、圧延加工性が悪く、生産性が低下する。また、析出時効が起こって導電率が上昇し、溶接性が低下する。
中間焼鈍時の温度が７００℃を超え、時間が６０秒を超えると、組織が溶体化して導電率は低下するが、ＧＯＳの全結晶粒における平均値が低下し、微細組織の異方性が強まり、加工性が低下する。
低温焼鈍は、４００〜５００℃にて２０〜６０秒実施する。
低温焼鈍時の温度が４００℃未満であり、時間が２０秒未満であると、Ｌσ／Ｌが上昇して粒界割れが発生しやすくなるため、加工性が低下する。
低温焼鈍時の温度が５００℃を超え、時間が６０秒を超えると、ＧＯＳの全結晶粒における平均値が低下し、異方性が強まり加工性が低下する。
この様な製造方法により製造された銅合金は、Ｚｎ含有量が０．３〜０．７質量％であり、ＥＢＳＤ法にて測定したＧＯＳの全結晶粒における平均値が３．０°〜５．０°であり、ＥＢＳＤ法にて測定した結晶粒界の全粒界長さＬに対する特殊粒界の全特殊粒界長さＬσの比率（Ｌσ／Ｌ）が１５〜３０％であり、極めて良好なプロジェクション溶接性を有する。
以下、本発明の実施例について比較例を含めて詳細に説明する。
下記表１に示す組成の銅合金（添加元素以外の成分はＣｕ及び不可避不純物）を、電気炉により溶解し、厚さが１７５ｍｍ、幅が５００ｍｍ、長さが４ｍの鋳塊を作製した。この鋳塊を９５０℃に加熱した後、厚み方向の加工速度を１３．６〜２７．２ｍｍ／分にて熱間圧延を行い、５００〜７００℃から急水冷して、板厚を１２ｍｍの圧延材を得た。次に、その表面の酸化膜をフライスで面削した後、第１冷間圧延を行い、５００〜７００℃にて２０〜６０秒の中間焼鈍を行った。さらに、第２冷間圧延を行い厚さ０．２５ｍｍに仕上げ、４００〜５００℃にて２０〜６０秒の低温焼鈍を行い、表１の実施例１〜９に示す銅合金薄板を得た。なお、比較例１〜９は、成分組成、熱間圧延条件、中間焼鈍条件、低温焼鈍条件を変えて作製した。比較例９の低温焼鈍の欄「−」は低温焼鈍を実施しなかったことを示す。
下記表１に示す組成の銅合金（添加元素以外の成分はＣｕ及び不可避不純物）を、電気炉により溶解し、厚さが１７５ｍｍ、幅が５００ｍｍ、長さが４ｍの鋳塊を作製した。この鋳塊を９５０℃に加熱した後、厚み方向の加工速度を１３．６〜２７．２ｍｍ／分にて熱間圧延を行い、５００〜７００℃から急水冷して、板厚を１２ｍｍの圧延材を得た。次に、その表面の酸化膜をフライスで面削した後、第１冷間圧延を行い、５００〜７００℃にて２０〜６０秒の中間焼鈍を行った。さらに、第２冷間圧延を行い厚さ０．２５ｍｍに仕上げ、４００〜５００℃にて２０〜６０秒の低温焼鈍を行い、表１の実施例１〜９に示す銅合金薄板を得た。なお、比較例１〜９は、成分組成、熱間圧延条件、中間焼鈍条件、低温焼鈍条件を変えて作製した。比較例９の低温焼鈍の欄「−」は低温焼鈍を実施しなかったことを示す。
得られた銅合金薄板から組織観察用の試験片を採取し、機械研磨およびバフ研磨を行った後、イオンミリング（日立ハイテク製フラットミリング：試料に対する入射角９０°、加速電圧６ｋＶ、１０分）して表面を調整し、日立ハイテク社製のＳＥＭ（型番「Ｓ−３４００Ｎ」） と、ＴＳＬ社製のＥＢＳＤ測定・解析システムＯＩＭ（Orientation Imaging Micrograph）を用いて、３００μｍ×３００μｍの領域を０．５μｍの間隔で各測定ピクセルの方位を測定した。その後、同システムの解析ソフト（ソフト名「ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ」）を用いて、測定ピクセル間の方位差が１５°以上を結晶粒界とみなし、結晶粒内のあるピクセルと残りの全てのピクセル間の方位差の平均値を計算し、全結晶粒のＧＯＳを求め、ＧＯＳの全結晶粒における平均値を算出した。
また、イオンミリングして表面を調整した各試験片について、上述の機器を用いて、３００μｍ×３００μｍの領域に対して、隣接する測定点間の方位差が１５°以上となる測定点間を結晶粒界とし、測定領域における結晶粒界の全粒界長さＬを測定し、隣接する結晶粒の界面が特殊粒界を構成する結晶粒界の位置を決定するとともに、特殊粒界の全特殊粒界長さＬσと、上記測定した結晶粒界の全粒界長さＬとの粒界長比率Ｌσ／Ｌを求めた。
これらの銅合金薄板のＥＢＳＤ測定に基づき求められた、ＧＯＳの全結晶粒における平均値とＬσ／Ｌの値を表２に示す。
また、イオンミリングして表面を調整した各試験片について、上述の機器を用いて、３００μｍ×３００μｍの領域に対して、隣接する測定点間の方位差が１５°以上となる測定点間を結晶粒界とし、測定領域における結晶粒界の全粒界長さＬを測定し、隣接する結晶粒の界面が特殊粒界を構成する結晶粒界の位置を決定するとともに、特殊粒界の全特殊粒界長さＬσと、上記測定した結晶粒界の全粒界長さＬとの粒界長比率Ｌσ／Ｌを求めた。
これらの銅合金薄板のＥＢＳＤ測定に基づき求められた、ＧＯＳの全結晶粒における平均値とＬσ／Ｌの値を表２に示す。
また、これらの試料の深絞り加工性、導電率、溶接性の測定結果を表２に示す。
絞り加工性は、エリクセン社製試験機を用い、ポンチ径：Φ１０ｍｍ、潤滑剤：グリスの条件で、カップを作製し、外観を観察し、良好なものを○、耳部にかけ、ワレが生じていたもの×とした。
導電率は、２５ｍｍ×１５０ｍｍの短冊状の試験片を加工し、４端子法により電気抵抗を測定し、平均断面法により算出した。
溶接性は、２５ｍｍ×１５０ｍｍの短冊状の試験片を２枚用意し、長手方向に２枚を２５ｍｍオーバーラップさせ、日本アビオニクス社製の溶接電源（NT―８A）、溶接タイマー（ＮＲＷ−２５Ａ）及び溶接ヘッド（NA―７２）を使用し、電極は材質がクロム銅、直径１６ｍｍ、先端平型のものにより、試験片のオーバーラップ部分の中心を加圧力２９４Ｎ（３０ｋｇｆ）、通電量８０％、６０サイクル（１．２ｓ）の条件でスポット溶接を施し、試験片が接合したものを○、接合しなかったものを×とした。
絞り加工性は、エリクセン社製試験機を用い、ポンチ径：Φ１０ｍｍ、潤滑剤：グリスの条件で、カップを作製し、外観を観察し、良好なものを○、耳部にかけ、ワレが生じていたもの×とした。
導電率は、２５ｍｍ×１５０ｍｍの短冊状の試験片を加工し、４端子法により電気抵抗を測定し、平均断面法により算出した。
溶接性は、２５ｍｍ×１５０ｍｍの短冊状の試験片を２枚用意し、長手方向に２枚を２５ｍｍオーバーラップさせ、日本アビオニクス社製の溶接電源（NT―８A）、溶接タイマー（ＮＲＷ−２５Ａ）及び溶接ヘッド（NA―７２）を使用し、電極は材質がクロム銅、直径１６ｍｍ、先端平型のものにより、試験片のオーバーラップ部分の中心を加圧力２９４Ｎ（３０ｋｇｆ）、通電量８０％、６０サイクル（１．２ｓ）の条件でスポット溶接を施し、試験片が接合したものを○、接合しなかったものを×とした。
表２より、実施例のＺｎを０．３〜０．７質量％含有するＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金は、比較例に比べて、優れた深絞り加工性と溶接性を有していることから、両特性が必要とされるプロジェクション溶接性に優れていることが推察される。特に、Ｚｒ、Ｃｒを所定量含有するものは、溶接性が優れており、車載用の駆動回路やモータ装置内部の回路基板等に適していることがわかる。
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。
Claims (4)
- Ｎｉ：１．０〜４．０質量％、Ｓｉ：０．１〜１．０質量％、Ｚｎ：０．３〜０．７質量％、Ｓｎ：０．４〜０．８質量％を含有し、残りがＣｕおよび不可避不純物からなる組成を有し、結晶組織内のＥＢＳＤ法にて測定したＧＯＳの全結晶粒における平均値が３．０°〜５．０°であり、ＥＢＳＤ法にて測定した結晶粒界の全粒界長さＬに対する特殊粒界の全特殊粒界長さＬσの比率（Ｌσ／Ｌ）が１５〜３０％であることを特徴とする銅合金。
- Ｚｒ、Ｃｒからなる元素のうち少なくとも一種を０．０１〜０．３質量％含有することを特徴とする請求項１に記載の銅合金。
- Ｍｇを０．００１〜０．２質量％含有することを特徴とする請求項１に記載の銅合金。
- 請求項１から３のいずれか１項に記載の銅合金の製造方法であって、熱間圧延、第１冷間圧延、中間焼鈍、第２冷間圧延、低温焼鈍をこの順序で行い、前記熱間圧延時の厚み方向の加工速度を１３．０〜２８．０ｍｍ／分とし、冷却開始温度を５００〜７００℃として、前記中間焼鈍を５００〜７００℃にて２０〜６０秒実施し、前記低温焼鈍を４００〜５００℃にて２０〜６０秒実施することを特徴とする銅合金の製造方法。
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