JP5060625B2 - Ｃｕ−Ｚｒ系銅合金板及びその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、Ｃｕ−Ｚｒ系銅合金板及びその製造方法に関し、特に詳しくは、曲げ加工性とばね限界値とが高レベルでバランスの取れた電気及び電子部品用Ｃｕ−Ｚｒ系銅合金板及びその製造方法に関する。
近年、コネクタ、リレー、スイッチなどの電気・電子部品の更なる小型化に伴って、その内部に組み込まれている接点部材や擦動部材等に流される電流密度がますます高くなってきており、従来よりも更に導電性の良好な材料への要求が高まっている。特に、車載用電子部品においては、より高温及び振動の環境下にて長期間にわたり確実に耐えることが要求されており、優れた耐応力緩和性も望まれている。
この様な要求に対応可能な材料として、Ｃｕ−Ｚｒ系の合金は、８０％ＩＡＣＳを超える高い導電率を有することができ、耐熱性も良く、耐応力緩和性にも優れているが、十分な強度を確保しながら、曲げ加工性を保つことが課題であり、優れたばね限界特性も要求される。
この様な要求に対応可能な材料として、Ｃｕ−Ｚｒ系の合金は、８０％ＩＡＣＳを超える高い導電率を有することができ、耐熱性も良く、耐応力緩和性にも優れているが、十分な強度を確保しながら、曲げ加工性を保つことが課題であり、優れたばね限界特性も要求される。
これらの課題を解決するＣｕ−Ｚｒ系銅合金として、特許文献１では、重量比率でＺｒを０．００５％〜０．５％、Ｂを０．２ｐｐｍ〜４００ｐｐｍの範囲で含有する銅合金であって、複数の扁平な結晶粒が面方向に連続してなる結晶粒層が板厚方向に積み重なって構成された層状組織を有し、結晶粒層の厚さが２０ｎｍ〜５５０ｎｍの範囲であり、層状組織中の結晶粒層の厚さのヒストグラムにおけるピーク値Ｐが５０ｎｍ〜３００ｎｍの範囲内で、かつ、総度数の２２％以上の頻度で存在し、その半値幅Ｌが２００ｎｍ以下とする強度と伸びを高いレベルでバランスさせた銅合金を開示している。
特許文献２では、重量比率でＺｒを０．００５％〜０．５％、Ｃｏを０．００１％〜０．３％の範囲で含有する銅合金であって、複数の扁平な結晶粒が面方向に連続してなる結晶粒層が板厚方向に積み重なって構成された層状組織を有し、結晶粒層の厚さが５ｎｍ〜５５０ｎｍの範囲であり、層状組織中の結晶粒層の厚さのヒストグラムにおけるピーク値Ｐが５０ｎｍ〜３００ｎｍの範囲内で、かつ、総度数の２８％以上の頻度で存在し、その半値幅Ｌが１８０ｎｍ以下とする強度と伸びを高いレベルでバランスさせた銅合金を開示している。
特許文献３では、０．０１質量％以上０．５質量％以下のジルコニウム（Ｚｒ）を含有し、残部が銅（Ｃｕ）および不可避的不純物からなる銅合金を圧延加工してなる電気・電子部品用銅合金材であって、当該電気・電子部品用銅合金材の集合組織における、Ｂｒａｓｓ方位の方位分布密度が２０以下であり、かつＢｒａｓｓ方位とＳ方位とＣｏｐｐｅｒ方位との方位分布密度の合計が１０以上５０以下とする機械的強度と良好な曲げ加工性とを併せ持った電気・電子部品用銅合金材を開示している。
従来の電気及び電子部品用Ｃｕ−Ｚｒ系銅合金は、十分な機械的強度と良好な曲げ加工性（伸び性）とを併せ持っているが、ばね限界特性は十分とは言えなかった。
本発明では、十分な機械的強度を保持しながら、曲げ加工性とばね限界値とが高レベルでバランスのとれた電気及び電子部品用Ｃｕ−Ｚｒ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。
本発明者らは、鋭意検討の結果、質量％でＺｒを０．０５〜０．２％含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物からなる銅合金において、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法にて測定した隣接測定点間のミスオリエンテーションであるＫＡＭ（Ｋｅｒｎｅｌ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）の平均値が１．５〜１．８°であると、曲げ加工性とばね限界値とが高レベルでバランスが保てることを見出した。
また、本発明者らは、同一出願人の特開２０１０−２１５９３５号公報、特開２０１０−２２２６４号公報の製造方法を更に検討し、所定成分に溶解・鋳造されたＣｕ−Ｚｒ系銅合金母材に対して、９３０〜１０３０℃で熱間圧延を開始し、６００℃以上の温度域から水冷による急冷処理にて溶体化処理を施した後に冷間圧延を施し、次に３２０〜４６０℃にて２〜８時間の時効処理を施し、次に５００〜７５０℃にて１０〜４０秒間の熱処理を施すことにより、熱処理後の表面のビッカース硬さを時効処理後の表面のビッカース硬さより３〜２０Ｈｖ低下させると、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法にて測定したＫＡＭの平均値が１．５〜１．８°となり、曲げ加工性とばね限界値とが高レベルでバランスが取れ、更に、十分な機械的強度も保持できることを見出した。
また、本発明者らは、同一出願人の特開２０１０−２１５９３５号公報、特開２０１０−２２２６４号公報の製造方法を更に検討し、所定成分に溶解・鋳造されたＣｕ−Ｚｒ系銅合金母材に対して、９３０〜１０３０℃で熱間圧延を開始し、６００℃以上の温度域から水冷による急冷処理にて溶体化処理を施した後に冷間圧延を施し、次に３２０〜４６０℃にて２〜８時間の時効処理を施し、次に５００〜７５０℃にて１０〜４０秒間の熱処理を施すことにより、熱処理後の表面のビッカース硬さを時効処理後の表面のビッカース硬さより３〜２０Ｈｖ低下させると、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法にて測定したＫＡＭの平均値が１．５〜１．８°となり、曲げ加工性とばね限界値とが高レベルでバランスが取れ、更に、十分な機械的強度も保持できることを見出した。
即ち、本発明の銅合金板は、質量％でＺｒを０．０５〜０．２％を含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物からなる銅合金であって、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法にて測定したＫＡＭの平均値が１．５〜１．８°であり、Ｗ曲げ試験で、割れが発生しない最小曲げ半径をＲ、板厚をｔとすると、Ｒ／ｔが０．１〜０．６であり、ばね限界値が４２０〜５２０Ｎ／ｍｍ２であることを特徴とする。
ＫＡＭの平均値が１．５°未満では、ばね限界値が低下し、引張強度の低下をきたし、平均値が１．８°を超えると、曲げ加工性が低下し、ばね限界値も低下する。
ＫＡＭの平均値が１．５°未満では、ばね限界値が低下し、引張強度の低下をきたし、平均値が１．８°を超えると、曲げ加工性が低下し、ばね限界値も低下する。
更に、本発明の銅合金板は、質量％でＢを０．２〜４００ｐｐｍ、或いは、Ｃｏを０．００１％〜０．３％含有してもよい。
これらの元素の添加により、結晶組織が均一で緻密になって安定する効果があり、適切な伸び（延性）を付与する。各元素の添加量が下限値未満では安定効果に欠しく、上限値を超えると、延性が著しく大きくなって引張強さの低下をきたす。
これらの元素の添加により、結晶組織が均一で緻密になって安定する効果があり、適切な伸び（延性）を付与する。各元素の添加量が下限値未満では安定効果に欠しく、上限値を超えると、延性が著しく大きくなって引張強さの低下をきたす。
更に、本発明の銅合金板の製造方法は、本発明の銅合金母材に対して、９３０〜１０３０℃で熱間圧延を開始し、６００℃以上の温度域から水冷による急冷処理にて溶体化処理を施した後に、冷間圧延を施し、次に３２０〜４６０℃にて２〜８時間の時効処理を施し、次に５００〜７５０℃にて１０〜４０秒間の熱処理を施すことにより、前記熱処理後の銅合金板の表面のビッカース硬さを、前記時効処理後の銅合金板の表面のビッカース硬さより３〜２０Ｈｖ低下させることを特徴とする。
本発明の銅合金母材に対して、９３０〜１０３０℃で熱間圧延を開始し、６００℃以上の温度域から水冷による急冷処理による溶体化処理を施し、好ましくは、製品板厚まで冷間圧延を施すことにより、Ｚｒが過飽和状態に固溶し、各結晶粒層の厚さが均一化された銅合金板が製造される。
この冷間圧延後の銅合金板に、３２０〜４６０℃にて２〜８時間の時効処理を施し、過飽和状態で固溶していたＺｒを時効処理により徐々に析出させ、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法にて測定したＫＡＭの平均値を１．５〜１．８°の範囲内に収める素地を作製する。
処理温度が３２０℃未満では、引張り強度に悪影響を及ぼし、４６０℃を超えると、曲げ加工性に悪影響を及ぼす。処理時間が２時間未満では効果はなく、８時間を超えると、再結晶化が起きるので好ましくない。
この冷間圧延後の銅合金板に、３２０〜４６０℃にて２〜８時間の時効処理を施し、過飽和状態で固溶していたＺｒを時効処理により徐々に析出させ、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法にて測定したＫＡＭの平均値を１．５〜１．８°の範囲内に収める素地を作製する。
処理温度が３２０℃未満では、引張り強度に悪影響を及ぼし、４６０℃を超えると、曲げ加工性に悪影響を及ぼす。処理時間が２時間未満では効果はなく、８時間を超えると、再結晶化が起きるので好ましくない。
次に、この時効処理後の銅合金板に、５００〜７５０℃にて１０〜４０秒間の熱処理を施すことにより、熱処理後の表面のビッカース硬さを、時効処理後の表面のビッカース硬さより３〜２０Ｈｖ低下させ、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法にて測定したＫＡＭの平均値を１．５〜１．８°の範囲内に収める。
これにより、曲げ加工性とばね限界値とが高レベルでバランスを取れ、十分な機械的強度を保つことが可能となる。
処理温度と処理時間が５０℃未満、或いは、１０秒未満では、ビッカース硬さの低下が３Ｈｖ未満となり、処理温度と処理時間が７５０℃超える、或いは、４０秒を超えると、ビッカース硬さの低下が２０Ｈｖを超える。
また、熱処理後は、Ｚｒを過飽和状態に固溶し、緻密な結晶組織を得るためにも、水冷により急冷することが好ましい。
これにより、曲げ加工性とばね限界値とが高レベルでバランスを取れ、十分な機械的強度を保つことが可能となる。
処理温度と処理時間が５０℃未満、或いは、１０秒未満では、ビッカース硬さの低下が３Ｈｖ未満となり、処理温度と処理時間が７５０℃超える、或いは、４０秒を超えると、ビッカース硬さの低下が２０Ｈｖを超える。
また、熱処理後は、Ｚｒを過飽和状態に固溶し、緻密な結晶組織を得るためにも、水冷により急冷することが好ましい。
本発明では、十分な機械的強度を保持しながら、曲げ加工性とばね限界値とが高レベルでバランスのとれた電気及び電子部品用Ｃｕ−Ｚｒ系銅合金板及びその製造方法を提供する。
以下、本発明の一実施形態について説明する。
[銅合金板の合金組成]
本発明の銅合金板は、質量％でＺｒを０．０５〜０．２％を含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物である組成を有する。
Ｚｒ（ジルコニウム）は、銅との化合物を形成して母相中に析出し、その全体的な材料強度を向上させると共に耐熱性を向上させる効果を持つ合金元素である。Ｚｒの含有量は、形成される析出粒子の量や大きさに影響を与えて、導電率と強度とのバランスを変化させるが、上記の範囲内の濃度で含有させることによって、導電率と強度とをともに高い次元でバランスさせた、良好な特性が実現されることとなる。
Ｚｒの含有量が、０．０５質量％未満であると、Ｃｕ−Ｚｒの析出物が不足することにより、時効硬化が不十分になると共に耐応力緩和性も十分な特性を得ることが困難になる。０．２質量％を超えると、Ｃｕ−Ｚｒ析出物の形状が粗大になりやすくなり、強度向上の効果が得られず、曲げ加工性低下の重大な原因ともなる。
更に、本発明の銅合金板は、質量％でＢを０．２〜４００ｐｐｍ、或いは、Ｃｏを０．００１％〜０．３％含有しても良い。
これらの元素の添加により、結晶組織が均一で緻密になって安定する効果があり、適切な伸び（延性）を付与する。各元素の添加量が下限値未満では安定効果に欠しく、上限値を超えると、延性が著しく大きくなって引張強さの低下をきたす。
[銅合金板の合金組成]
本発明の銅合金板は、質量％でＺｒを０．０５〜０．２％を含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物である組成を有する。
Ｚｒ（ジルコニウム）は、銅との化合物を形成して母相中に析出し、その全体的な材料強度を向上させると共に耐熱性を向上させる効果を持つ合金元素である。Ｚｒの含有量は、形成される析出粒子の量や大きさに影響を与えて、導電率と強度とのバランスを変化させるが、上記の範囲内の濃度で含有させることによって、導電率と強度とをともに高い次元でバランスさせた、良好な特性が実現されることとなる。
Ｚｒの含有量が、０．０５質量％未満であると、Ｃｕ−Ｚｒの析出物が不足することにより、時効硬化が不十分になると共に耐応力緩和性も十分な特性を得ることが困難になる。０．２質量％を超えると、Ｃｕ−Ｚｒ析出物の形状が粗大になりやすくなり、強度向上の効果が得られず、曲げ加工性低下の重大な原因ともなる。
更に、本発明の銅合金板は、質量％でＢを０．２〜４００ｐｐｍ、或いは、Ｃｏを０．００１％〜０．３％含有しても良い。
これらの元素の添加により、結晶組織が均一で緻密になって安定する効果があり、適切な伸び（延性）を付与する。各元素の添加量が下限値未満では安定効果に欠しく、上限値を超えると、延性が著しく大きくなって引張強さの低下をきたす。
［銅合金板の合金組織］
本発明のＣｕ−Ｚｒ系銅合金板は、合金組成中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法にて測定した隣接測定点間のミスオリエンテーションであるＫＡＭ（Ｋｅｒｎｅｌ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）の平均値が１．５〜１．８°であり、曲げ加工性（後述のＷ曲げ試験で、割れが発生しない最小曲げ半径をＲ、板厚をｔとしたときの、Ｒ／ｔ）が０．１〜０．６であり、ばね限界値が４２０〜５２０Ｎ／ｍｍ２であり、十分な機械的強度を保持しながら、曲げ加工性とばね限界値とが高レベルでバランスが取れている。
本発明のＣｕ−Ｚｒ系銅合金板は、合金組成中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法にて測定した隣接測定点間のミスオリエンテーションであるＫＡＭ（Ｋｅｒｎｅｌ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）の平均値が１．５〜１．８°であり、曲げ加工性（後述のＷ曲げ試験で、割れが発生しない最小曲げ半径をＲ、板厚をｔとしたときの、Ｒ／ｔ）が０．１〜０．６であり、ばね限界値が４２０〜５２０Ｎ／ｍｍ２であり、十分な機械的強度を保持しながら、曲げ加工性とばね限界値とが高レベルでバランスが取れている。
[ＥＢＳＤ法によるＫＡＭの測定]
ＥＢＳＤ法によるＫＡＭの測定は次のように実施した。
１０ｍｍ×１０ｍｍの試料を機械研磨、バフ研磨後、日立ハイテクノロジーズ社製イオンミリング装置で加速電圧６ｋＶ、入射角１０°、照射時間１５分として表面を調整し、日立ハイテクノロジーズ社製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、測定領域を六角形の領域（ピクセル）に区切り、区切られた各領域について、試料表面に入射させた電子線の反射電子から菊地パターンを得てピクセルの方位を測定した。測定した方位データを同システムの解析ソフト（ソフト名「ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ」）を用いて解析し、各種パラメータを算出した。観察条件は、加速電圧２５ｋＶ、測定面積は３００μｍ×３００μｍとし、隣接するピクセル間の距離(ステップサイズ)は０．５μｍとした。隣接するピクセル間の方位差が５°以上を結晶粒界とみなした。
ＫＡＭは結晶粒内のあるピクセルと、結晶粒界を超えない範囲に存在する隣接ピクセルとの方位差の平均値を計算し、測定全面積を構成する全ピクセルにおける平均値として算出した。
ＫＡＭの平均値が１．５°未満では、ばね限界値が低下し、引張強度の低下をきたし、平均値が１．８°を超えると、曲げ加工性が低下し、ばね限界値も低下する。
ＥＢＳＤ法によるＫＡＭの測定は次のように実施した。
１０ｍｍ×１０ｍｍの試料を機械研磨、バフ研磨後、日立ハイテクノロジーズ社製イオンミリング装置で加速電圧６ｋＶ、入射角１０°、照射時間１５分として表面を調整し、日立ハイテクノロジーズ社製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、測定領域を六角形の領域（ピクセル）に区切り、区切られた各領域について、試料表面に入射させた電子線の反射電子から菊地パターンを得てピクセルの方位を測定した。測定した方位データを同システムの解析ソフト（ソフト名「ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ」）を用いて解析し、各種パラメータを算出した。観察条件は、加速電圧２５ｋＶ、測定面積は３００μｍ×３００μｍとし、隣接するピクセル間の距離(ステップサイズ)は０．５μｍとした。隣接するピクセル間の方位差が５°以上を結晶粒界とみなした。
ＫＡＭは結晶粒内のあるピクセルと、結晶粒界を超えない範囲に存在する隣接ピクセルとの方位差の平均値を計算し、測定全面積を構成する全ピクセルにおける平均値として算出した。
ＫＡＭの平均値が１．５°未満では、ばね限界値が低下し、引張強度の低下をきたし、平均値が１．８°を超えると、曲げ加工性が低下し、ばね限界値も低下する。
［銅合金板製造方法］
本発明の銅合金板の製造方法は、本発明の合金組成、合金組織の銅合金母材に対して、９３０〜１０３０℃で熱間圧延を開始し、６００℃以上の温度域から水冷による急冷処理にて溶体化処理を施した後に、冷間圧延を施し、次に３２０〜４６０℃にて２〜８時間の時効処理を施し、次に５００〜７５０℃にて１０〜４０秒間の熱処理を施すことにより、熱処理後の銅合金板の表面のビッカース硬さを、時効処理後の銅合金板の表面のビッカース硬さより３〜２０Ｈｖ低下させる方法である。
本発明の銅合金板の製造方法は、本発明の合金組成、合金組織の銅合金母材に対して、９３０〜１０３０℃で熱間圧延を開始し、６００℃以上の温度域から水冷による急冷処理にて溶体化処理を施した後に、冷間圧延を施し、次に３２０〜４６０℃にて２〜８時間の時効処理を施し、次に５００〜７５０℃にて１０〜４０秒間の熱処理を施すことにより、熱処理後の銅合金板の表面のビッカース硬さを、時効処理後の銅合金板の表面のビッカース硬さより３〜２０Ｈｖ低下させる方法である。
本発明の銅合金母材に対して、９３０〜１０３０℃で熱間圧延を開始し、６００℃以上の温度域から水冷による急冷処理による溶体化処理を施し、好ましくは、製品板厚まで冷間圧延を施すことにより、Ｚｒが過飽和状態に固溶し、各結晶粒層の厚さが均一化された銅合金板が製造される。
この冷間圧延後の銅合金板に、３２０〜４６０℃にて２〜８時間の時効処理を施し、過飽和状態で固溶していたＺｒを時効処理により徐々に析出させ、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法にて測定したＫＡＭの平均値を１．５〜１．８°の範囲内に収める素地を作製する。
処理温度が３２０℃未満では、引張り強度に悪影響を及ぼし、４６０℃を超えると、曲げ加工性に悪影響を及ぼす。処理時間が２時間未満では効果はなく、８時間を超えると、再結晶化が起きるので好ましくない。
この冷間圧延後の銅合金板に、３２０〜４６０℃にて２〜８時間の時効処理を施し、過飽和状態で固溶していたＺｒを時効処理により徐々に析出させ、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法にて測定したＫＡＭの平均値を１．５〜１．８°の範囲内に収める素地を作製する。
処理温度が３２０℃未満では、引張り強度に悪影響を及ぼし、４６０℃を超えると、曲げ加工性に悪影響を及ぼす。処理時間が２時間未満では効果はなく、８時間を超えると、再結晶化が起きるので好ましくない。
次に、この時効処理後の銅合金板に、５００〜７５０℃にて１０〜４０秒間の熱処理を施すことにより、熱処理後の表面のビッカース硬さを、時効処理後の表面のビッカース硬さより３〜２０Ｈｖ低下させ、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法にて測定したＫＡＭの平均値を１．５〜１．８°の範囲内に収める。
これにより、曲げ加工性とばね限界値とが高レベルでバランスを取れ、十分な機械的強度を保つことが可能となる。
処理温度と処理時間が５０℃未満、或いは、１０秒未満では、ビッカース硬さの低下が３Ｈｖ未満となり、処理温度と処理時間が７５０℃超える、或いは、４０秒を超えると、ビッカース硬さの低下が２０Ｈｖを超える。
また、熱処理後は、Ｚｒを過飽和状態に固溶し、緻密な結晶組織を得るためにも、水冷により急冷することが好ましい。
これにより、曲げ加工性とばね限界値とが高レベルでバランスを取れ、十分な機械的強度を保つことが可能となる。
処理温度と処理時間が５０℃未満、或いは、１０秒未満では、ビッカース硬さの低下が３Ｈｖ未満となり、処理温度と処理時間が７５０℃超える、或いは、４０秒を超えると、ビッカース硬さの低下が２０Ｈｖを超える。
また、熱処理後は、Ｚｒを過飽和状態に固溶し、緻密な結晶組織を得るためにも、水冷により急冷することが好ましい。
表１に示す組成の溶解・鋳造にて得られた銅合金母材を、表１に示す温度にて熱間圧延を開始し、６００℃以上の温度域から４０℃／秒の速度で急水冷して溶体化処理を施し、次に、面削、粗圧延、研磨を施して、所定厚さの銅合金板を作製した。
次に、これらの銅合金板を表１に示す圧延率にて冷間圧延を施し、板厚を製品厚の０．５ｍｍとし、表１に示す温度及び時間にて時効処理及び熱処理を施し、５０℃／秒の速度で急水冷を施して、実施例１〜１０、比較例１〜５に示す銅合金薄板を作製した。
次に、これらの銅合金板を表１に示す圧延率にて冷間圧延を施し、板厚を製品厚の０．５ｍｍとし、表１に示す温度及び時間にて時効処理及び熱処理を施し、５０℃／秒の速度で急水冷を施して、実施例１〜１０、比較例１〜５に示す銅合金薄板を作製した。
各試料の時効処理後及び熱処理後の表面のビッカース硬さ、ＫＡＭを測定した。その結果を表１に示す。
ビッカース硬さは、ＪＩＳ−Ｚ２２４４に基づいて測定した。
ＫＡＭ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、次のように実施した。
１０ｍｍ×１０ｍｍの試料を機械研磨、バフ研磨後、日立ハイテクノロジーズ社製イオンミリング装置で加速電圧６ｋＶ、入射角１０°、照射時間１５分として表面を調整し、日立ハイテクノロジーズ社製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、測定領域を六角形の領域（ピクセル）に区切り、区切られた各領域について、試料表面に入射させた電子線の反射電子から菊地パターンを得てピクセルの方位を測定した。測定した方位データを同システムの解析ソフト（ソフト名「ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ」）を用いて解析し、各種パラメータを算出した。観察条件は、加速電圧２５ｋＶ、測定面積は３００μｍ×３００μｍとし、隣接するピクセル間の距離(ステップサイズ)は０．５μｍとした。隣接するピクセル間の方位差が５°以上を結晶粒界とみなした。
ＫＡＭは結晶粒内のあるピクセルと、結晶粒界を超えない範囲に存在する隣接ピクセルとの方位差の平均値を計算し、測定全面積を構成する全ピクセルにおける平均値として算出した。
ビッカース硬さは、ＪＩＳ−Ｚ２２４４に基づいて測定した。
ＫＡＭ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、次のように実施した。
１０ｍｍ×１０ｍｍの試料を機械研磨、バフ研磨後、日立ハイテクノロジーズ社製イオンミリング装置で加速電圧６ｋＶ、入射角１０°、照射時間１５分として表面を調整し、日立ハイテクノロジーズ社製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、測定領域を六角形の領域（ピクセル）に区切り、区切られた各領域について、試料表面に入射させた電子線の反射電子から菊地パターンを得てピクセルの方位を測定した。測定した方位データを同システムの解析ソフト（ソフト名「ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ」）を用いて解析し、各種パラメータを算出した。観察条件は、加速電圧２５ｋＶ、測定面積は３００μｍ×３００μｍとし、隣接するピクセル間の距離(ステップサイズ)は０．５μｍとした。隣接するピクセル間の方位差が５°以上を結晶粒界とみなした。
ＫＡＭは結晶粒内のあるピクセルと、結晶粒界を超えない範囲に存在する隣接ピクセルとの方位差の平均値を計算し、測定全面積を構成する全ピクセルにおける平均値として算出した。
次に、各銅合金薄板につき、引張強さ、導電率、曲げ加工性、ばね限界値を測定した。これらの結果を表２に示す。
引張り強度は、ＪＩＳ５号試験片にて測定した。
導電率は、ＪＩＳ Ｈ０５０５に基づいて測定した。
曲げ加工性は、ＪＩＳ Ｈ３１００に基づきＷ曲げ試験を行った。曲げ軸を圧延平行方向（Ｂａｄ Ｗａｙ方向）に取って、試料表面に割れが発生しない最小曲げ半径Ｒ（単位：ｍｍ）を測定し、板厚ｔ(単位：ｍｍ)との比率Ｒ／ｔの値で評価した。
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。
引張り強度は、ＪＩＳ５号試験片にて測定した。
導電率は、ＪＩＳ Ｈ０５０５に基づいて測定した。
曲げ加工性は、ＪＩＳ Ｈ３１００に基づきＷ曲げ試験を行った。曲げ軸を圧延平行方向（Ｂａｄ Ｗａｙ方向）に取って、試料表面に割れが発生しない最小曲げ半径Ｒ（単位：ｍｍ）を測定し、板厚ｔ(単位：ｍｍ)との比率Ｒ／ｔの値で評価した。
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。
これらの結果より、本発明のＣｕ−Ｚｒ系銅合金板は、十分な機械的強度を保持しながら曲げ加工性とばね限界値とが高レベルでバランスが取れており、電気及び電子部品への適用に特に適していることがわかる。
以上、本発明の実施形態の製造方法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 (3)
- 質量％でＺｒを０．０５〜０．２％を含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物からなる銅合金であって、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法にて測定したＫＡＭの平均値が１．５〜１．８°であり、Ｗ曲げ試験で、割れが発生しない最小曲げ半径をＲ、板厚をｔとすると、Ｒ／ｔが０．１〜０．６であり、ばね限界値が４２０〜５２０Ｎ／ｍｍ２であることを特徴とする銅合金板。
- 質量％でＢを０．２〜４００ｐｐｍ、或いは、Ｃｏを０．００１％〜０．３％含有することを特徴とする請求項１に記載の銅合金板。
- 請求項１又は２に記載の銅合金板の製造方法であって、銅合金母材に対して、９３０〜１０３０℃で熱間圧延を開始し、６００℃以上の温度域から水冷による急冷処理にて溶体化処理を施した後に、冷間圧延を施し、次に３２０〜４６０℃にて２〜８時間の時効処理を施し、次に５００〜７５０℃にて１０〜４０秒間の熱処理を施すことにより、前記熱処理後の銅合金板の表面のビッカース硬さを、前記時効処理後の銅合金板の表面のビッカース硬さより３〜２０Ｈｖ低下させることを特徴とする銅合金板の製造方法。
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