JP5109073B2 - 銅合金板材およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、銅合金板材およびその製造方法に関し、特に、コネクタ、リードフレーム、リレー、スイッチなどの電気電子部品に使用するＣｕ−Ｚｎ系銅合金板材およびその製造方法に関する。

コネクタ、リードフレーム、リレー、スイッチなどの電気電子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ることができる高い強度が要求される。また、コネクタなどの電気電子部品は、一般に曲げ加工により成形されることから、優れた曲げ加工性も要求される。さらに、コネクタなどの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ていることも要求される。

近年、コネクタなどの電気電子部品は、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、素材である銅や銅合金の板材には、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レベルは一層厳しくなっている。また、コネクタなどの電気電子部品の小型化や形状の複雑化に対応するために、曲げ加工品の形状や寸法精度を向上させることが求められている。そのため、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所謂ノッチング後曲げ加工法を適用することが多くなっている。しかし、このノッチング後曲げ加工法では、ノッチングによってノッチ部の近傍が加工硬化されるため、その後の曲げ加工において割れを生じ易くなる。そのため、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。

また、コネクタなどの電気電子部品が過酷な環境で使用される場合が多くなるに従って、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、自動車用コネクタのように高温に曝される環境下で使用される場合には、耐応力緩和特性が特に重要になる。なお、応力緩和とは、コネクタなどの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、応力緩和とは、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。

また、近年、環境負荷の低減や、省資源・省エネルギー化が進む傾向にあり、それに伴って、素材である銅や銅合金の板材では、原料コストや製造コストの低減や、製品のリサイクル性などの要求がますます高まっている。

しかし、板材の強度と導電性の間、強度と曲げ加工性の間、曲げ加工性と耐応力緩和特性の間には、それぞれトレードオフの関係があるので、従来、このようなコネクタなどの電気電子部品の板材として、用途に応じて、導電性、強度、曲げ加工性または耐応力緩和特性が良好で比較的コストの低い板材が適宜選択されて使用されている。

また、従来、コネクタなどの電気電子部品用の汎用材料として、黄銅やりん青銅などが使用されている。りん青銅は、強度、耐食性、耐応力腐食割れ性および耐応力緩和特性のバランスが比較的に優れているが、例えば、りん青銅２種（Ｃ５１９１）の場合、導電率が１５％ＩＡＣＳ程度と小さく、また、熱間加工することができず、高価なＳｎを約６％含有し、コスト的にも不利である。

一方、黄銅（Ｃｕ−Ｚｎ系銅合金）は、原料および製造コストが低く且つ製品のリサイクル性の優れた材料として、広範囲に使用されている。しかし、黄銅の強度は、りん青銅より低く、強度が最も高い黄銅の質別はＥＨ（Ｈ０６）であり、例えば、黄銅１種（Ｃ２６００）の板条製品では、一般に引張強さが５５０Ｎ／ｍｍ^２程度であり、この引張強さはりん青銅２種の質別Ｈ（Ｈ０４）の引張強さに相当する。また、黄銅１種（Ｃ２６００）の板条製品では、応力緩和率がりん青銅２種の質別Ｈ（Ｈ０４）の約２倍程度であり、耐応力緩和特性も劣っている。

また、黄銅の強度を向上させるためには、仕上げ圧延率の増大（質別増大）が必要であり、それに伴って、圧延方向に対して垂直な方向の曲げ加工性（すなわち、曲げ軸が圧延方向に対して平行な方向である曲げ加工性）が著しく悪化してしまう。そのため、強度レベルが高い黄銅でも、コネクタなどの電気電子部品に加工できなくなる場合がある。例えば、黄銅１種の仕上げ圧延率を上げて引張強さを５７０Ｎ／ｍｍ^２より高くすると、小型部品にプレス成形することが困難になる。

特に、ＣｕとＺｎからなる単純な合金系の黄銅では、強度を維持しながら曲げ加工性を向上させることは容易ではない。そのため、黄銅に種々の元素を添加して強度レベルを引き上げる工夫がなされている。例えば、Ｓｎ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｓｉなどの第３元素を添加したＣｕ−Ｚｎ系銅合金が提案されている（例えば、特許文献１〜３参照）。しかし、Ｓｎなどを添加することは、本来安価であるＣｕ−Ｚｎ系銅合金の原料および製造コストを増大させ、製品のリサイクル性を低下させるので好ましくない。また、Ｓｎなどを添加しても、曲げ加工性を十分に向上させることができない場合もある。

一般に、銅合金の曲げ加工性を向上させるために、結晶粒微細化が行われている。しかし、結晶粒径が小さい程、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ので、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になる。特に、車載用コネクタのように高温環境で使用される場合には、原子の粒界に沿った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が重大な問題になり易い。

また、Ｃｕ−Ｚｎ系銅合金には、多量の微細析出物が存在しないので、結晶粒微細化の制御が困難であり、最終再結晶処理条件およびその前の冷間圧延条件を厳格に制御しても、量産時の結晶粒径のバラツキが生じ易い。

また、曲げ加工性を低下させずに強度を向上させる銅として、微細なα相とβ相からなる２相混合組織の黄銅が提案されている（例えば、特許文献４参照）。しかし、一般に広く使用されている端子用黄銅は、α相単相組織の黄銅であり、このような２相混合組織の黄銅に多量のＺｎを含有させると、耐食性などの性質が異なる場合がある。

特開平５−３３０８７号公報公報（段落番号０００６−０００８） 特開２０００−３８６２８号公報（段落番号０００９−００１２） 特開２００１−１６４３２８号公報（段落番号００１３、００２２） 特開２０００−１２９３７６号公報（段落番号０００７−０００９）

Ｃｕ−Ｚｎ系銅合金は、典型的な固溶強化型合金であり、強度を向上させるためには、仕上げ圧延率の増大（質別増大）が必要である。しかし、仕上げ圧延率の増大（質別増大）により、圧延方向に平行な方向の曲げ加工性（すなわち、曲げ軸が圧延方向に対して垂直な方向である曲げ加工性）は悪くないものの、圧延方向に対して垂直な方向の曲げ加工性（すなわち、曲げ軸が圧延方向に対して平行な方向である曲げ加工性）が著しく悪化してしまう。

そのため、Ｃｕ−Ｚｎ系銅合金の曲げ加工性が要求される場合には、引張強さが５００Ｎ／ｍｍ^２以下の低質別（大体Ｈ以下）のＣｕ−Ｚｎ系銅合金しか使用することができず、強度不足でばね性が低くなり易い。一方、引張強さが５７０Ｎ／ｍｍ^２以上の高質別（大体ＥＨ以上）のＣｕ−Ｚｎ系銅合金は、殆ど曲げ加工をしない平板状に近い部品にしか使用されていない。

上述したように、強度を維持しながら曲げ加工性を向上させる一般的な方法としては、Ｓｎなどの元素を多量に添加する方法や、結晶粒微細化などの方法がある。しかし、Ｓｎなどの元素を多量に添加すると、原料および製造コストが増大し、製品のリサイクル性が低下し易く、また、曲げ加工性を十分に向上させることができない。また、結晶粒微細化の場合には、耐応力緩和特性が劣っているＣｕ−Ｚｎ系銅合金の耐応力緩和特性をさらに低下させる場合がある。

また、銅合金板材にノッチング後曲げ加工法を適用することは、曲げ加工品の形状や寸法精度を向上させるのに効果的であるが、Ｃｕ−Ｚｎ系銅合金は、一般に圧延方向に平行な方向の曲げ加工性が良好であっても、ノッチング後曲げ加工法のような厳しい曲げ加工に耐えるには十分ではない。

したがって、本発明は、このような従来の問題点に鑑み、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を提供することを目的とする。

本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意研究した結果、１５〜３７質量％のＺｎ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Ｉ_０｛４２０｝とすると、Ｉ｛４２０｝／Ｉ_０｛４２０｝＞０.８を満たす結晶配向を有するようにすれば、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を得ることができることを見出し、本発明を完成するに至った。

すなわち、本発明による銅合金板材は、１５〜３７質量％のＺｎ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Ｉ_０｛４２０｝とすると、Ｉ｛４２０｝／Ｉ_０｛４２０｝＞０.８を満たす結晶配向を有することを特徴とする。

この銅合金板材において、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Ｉ_０｛２２０｝とすると、１．０≦Ｉ｛２２０｝／Ｉ_０｛２２０｝≦３.５を満たす結晶配向を有するのが好ましい。また、銅合金板材の平均結晶粒径が１０〜６０μｍであるのが好ましい。また、銅合金板材が、２.０質量％のＳｎ、２.０質量％以下のＮｉ、２.０質量％以下のＦｅおよび１.０質量％以下のＳｉからなる群から選ばれる１種以上の元素をさらに含む組成を有してもよい。さらに、銅合金板材が、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｂ、Ｐ、Ｚｒ、Ｔｉ、ＭｎおよびＶからなる群から選ばれる１種以上の元素を合計３質量％以下の範囲でさらに含む組成を有してもよい。また、銅合金板材の引張強さが５８０ＭＰａ以上、導電率が２０％ＩＡＣＳ以上、応力緩和率が３５％以下であるのが好ましい。

また、本発明による銅合金板材の製造方法は、１５〜３７質量％のＺｎを含み、必要に応じて２.０質量％のＳｎと２.０質量％以下のＮｉと２.０質量％以下のＦｅと１.０質量％以下のＳｉからなる群から選ばれる１種以上の元素を含み、さらに必要に応じてＣｏ、Ｃｒ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｂ、Ｐ、Ｚｒ、Ｔｉ、ＭｎおよびＶからなる群から選ばれる１種以上の元素を合計３質量％以下の範囲で含み、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の原料を溶解して鋳造した後、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、３５０〜６５０℃における再結晶焼鈍と、圧延率３０〜８０％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を特徴とする。

この銅合金板材の製造方法において、９００℃〜６００℃の圧延パスで圧延率６０％以上の圧延を行うのが好ましい。また、再結晶焼鈍において、再結晶焼鈍後の平均結晶粒径が１０〜６０μｍになるように、３５０〜６５０℃における保持時間および到達温度を設定して、熱処理を行うのが好ましい。さらに、仕上げ冷間圧延後に、１５０〜３５０℃で低温焼鈍を行うのが好ましい。

また、本発明によるコネクタ端子は、上記の銅合金板材を材料として用いたことを特徴とする。

本発明によれば、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を提供することができる。

本発明による銅合金板材の実施の形態は、１５〜３７質量％のＺｎを含み、必要に応じて２.０質量％のＳｎと２.０質量％以下のＮｉと２.０質量％以下のＦｅと１.０質量％以下のＳｉからなる群から選ばれる１種以上の元素を含み、さらに必要に応じてＣｏ、Ｃｒ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｂ、Ｐ、Ｚｒ、Ｔｉ、ＭｎおよびＶからなる群から選ばれる１種以上の元素を合計３質量％以下の範囲で含み、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Ｉ_０｛４２０｝とすると、Ｉ｛４２０｝／Ｉ_０｛４２０｝＞０.８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Ｉ_０｛２２０｝とすると、１．０≦Ｉ｛２２０｝／Ｉ_０｛２２０｝≦３.５を満たす結晶配向を有する。以下、この銅合金板材およびその製造方法について詳細に説明する。

［合金組成］
本発明による銅合金板材の実施の形態は、ＣｕとＺｎを含むＣｕ−Ｚｎ系銅合金からなる板材、好ましくは、Ｃｕ−Ｚｎの２元系銅合金からなる板材であり、必要に応じて、少量のＳｎ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｆｅ、その他の元素を含有してもよい。

Ｚｎは、銅合金板材の強度やばね性を向上させる効果を有する。ＺｎはＣｕより安価であるため、Ｚｎを多量に添加するのが好ましい。しかし、Ｚｎ含有量が３７質量％を超えると、β相の生成により、銅合金板材の冷間加工性が著しく低下するとともに、耐応力腐食割れ性も低下し、また、湿気や加熱によるめっき性やはんだ付け性も低下する。一方、Ｚｎ含有量が１５質量％より少ないと、銅合金板材の０．２％耐力や引張強さなどの強度やばね性が不足し、ヤング率が大きくなり、また、銅合金板材の溶解時の水素ガス吸蔵量が多くなり、インゴットのブロ−ホ−ルが発生し易くなり、さらに、安価なＺｎの量が少なくて経済的にも不利になる。したがって、Ｚｎ含有量量は、１５〜３７質量％であるのが好ましく、２０〜３５質量％であるのがさらに好ましい。

Ｓｎは、銅合金板材の強度、耐応力緩和特性および耐応力腐食割れ特性を向上させる効果を有する。ＳｎめっきなどのＳｎで表面処理した材料を再利用するためにも、銅合金板材がＳｎを含有するのが好ましい。しかし、Ｓｎ含有量が２．０質量％を超えると、銅合金板材の導電率が急激に低下し、また、Ｚｎとの共存下で粒界偏析が激しくなり、熱間加工性が著しく低下する。一方、Ｓｎ含有量が０．１質量％より少ないと、銅合金板材の機械的特性を向上させる効果が少なくなり、また、Ｓｎめっきなどを施したプレス屑などを原料として利用し難くなる。したがって、銅合金板材がＳｎを含有する場合には、Ｓｎ含有量は、０．１〜２．０質量％であるのが好ましく、０．２〜１．０質量％であるのがさらに好ましい。

Ｎｉは、銅合金板材の固溶強化効果と耐応力緩和特性を向上させる効果を有し、特に、Ｎｉの亜鉛当量はマイナス値であり、β相の生成を抑制することにより、量産時の特性のバラツキを抑制する効果がある。これらの効果を十分に発揮させるためには、Ｎｉ含有量が０.１質量％以上であるのが好ましい。一方、Ｎｉ含有量が２.０質量％を超えると、導電率が著しく低下してしまう。したがって、銅合金板材がＮｉを含有する場合には、Ｎｉ含有量は、０.１〜２.０質量％であるのが好ましく、０.２〜１.０質量％であるのがさらに好ましい。

Ｓｉは、少量でも銅合金板材の耐応力腐食割れ性を向上させる効果がある。この効果を十分に得るためには、Ｓｉ含有量は、０．０１質量％以上であるのが好ましい。しかし、Ｓｉ含有量が１.０質量％を超えると、導電性が低下し易く、また、Ｓｉは酸化し易い元素であり、鋳造性を低下させ易いので、Ｓｉ含有量は多過ぎない方がよい。したがって、銅合金板材がＳｉを含有する場合には、Ｓｉ含有量は、０．０１〜１．０質量％であるのが好ましく、０.０５〜０.５質量％であるのがさらに好ましい。

Ｆｅは、銅合金板材の固溶強化効果、鋳造中の脱酸効果および鋳造組織微細化効果を有する。これらの効果を十分に発揮させるためには、Ｆｅ含有量を０.０１質量％以上にするのが好ましい。しかし、Ｆｅは酸化され易い元素であり、Ｆｅ含有量が２.０質量％を超えると、鋳造性が著しく低下する。したがって、銅合金板材がＦｅを含有する場合には、Ｆｅ含有量は、０．０１〜２．０質量％であるのが好ましく、０.０１〜１.０質量％であるのがさらに好ましく、０.１〜０.５質量％であるのが最も好ましい。

必要に応じて銅合金板材に添加するその他の元素として、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｂ、Ｐ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｖなどがある。例えば、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｂ、Ｐ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｖは、合金強度をさらに高めるとともに、応力緩和を小さくする効果を有する。また、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｖは、不可避的不純物として存在するＳやＰｂなどと高融点化合物を形成し易く、また、Ｂ、Ｐ、Ｚｒ、Ｔｉは、鋳造組織微細化効果を有し、熱間加工性を向上させる効果を有する。なお、銅合金板材がＣｏ、Ｃｒ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｂ、Ｐ、Ｚｒ、Ｔｉ、ＭｎおよびＶからなる群から選ばれる１種以上の元素を含有する場合には、各元素を添加した効果を十分に得るために、これらの総量が０.０１質量％以上であるのが好ましい。しかし、これらの元素の含有量が多過ぎると、熱間加工性または冷間加工性に悪い影響を与え、コスト的にも不利になる。したがって、これらの元素の総量は、３質量％以下であるのが好ましく、２質量％以下であるのがさらに好ましく、１質量％以下であるのが最も好ましい。

［集合組織］
Ｃｕ−Ｚｎ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い。また、通常の製造方法によって製造されたＣｕ−Ｚｎ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、本発明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−Ｚｎ系銅合金板材を製造することができる。また、この集合組織が強く発達している程、以下のように、曲げ加工性の向上に有利になることがわかった。

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）の生じ易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、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程（すなわち０.５に近い程）、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程（すなわち０.５に近い程）、その結晶は変形し易いことになる。Ｃｕ−Ｚｎ系銅合金の結晶構造は面心立方（ｆｃｃ）であるが、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程、変形し易く、加工硬化の程度も小さくなることが知られている。

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を図１に示す。図１に示すように、＜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ると、面心立方晶は非常に変形し易い。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。

Ｃｕ−Ｚｎ系銅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（圧延方向）が＜１１２＞方向、ＴＤ（圧延方向および板厚方向に対して垂直な方向）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。したがって、仕上げ圧延率が高い程、圧延集合組織における主方位面である｛１１０｝面の密度が強くなり、強度（特にＴＤの強度）が高いが、ＴＤの曲げ加工性が著しく悪くなる。

また、｛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｝面である結晶の場合、板面内、すなわち｛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、ＬＤが＜１００＞方向、ＴＤが＜１２０＞方向であり、そのシュミット因子は、ＬＤが０.４０８、ＴＤが０.４９０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、｛２２０｝を主方位成分とする圧延集合組織と比べて、ＬＤの曲げ加工性がほぼ同等であるが、ＴＤの曲げ加工性が格段に優れている。

また、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に近いので、ＮＤへの変形は非常に容易であり、加工硬化の程度も小さい。一方、Ｃｕ−Ｚｎ系銅合金の一般的な圧延集合組織は、｛２２０｝を主方位成分とし、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｝面である結晶と比べて、ＮＤへの変形に伴う加工硬化の程度が大きくなる。また、Ｃｕ−Ｚｎ系銅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。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程度であるので、主方位面が｛２１０｝面である結晶と比較すると、ＮＤへの変形に伴う加工硬化の程度が大きくなる。

ノッチング後曲げ加工法においては、ＮＤへの変形における加工硬化の程度が極めて重要である。ノッチングは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。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、純銅粉末の｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ_０｛４２０｝とすると、Ｉ｛４２０｝／Ｉ_０｛４２０｝＞０．８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−Ｚｎ系銅合金の圧延集合組織または再結晶集合組織と比べて、ノッチングによる加工硬化の程度が小さくなり、これによってノッチング後の曲げ加工性を顕著に向上させると考えられる。

金属板の曲げ加工では、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易い結晶粒と変形し難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、変形し易い結晶粒が優先的に変形し、金属板の曲げ部の表面には、結晶粒間における不均一な変形に起因して微小の凹凸が生じ、これがしわに発展して、場合によっては割れ（破壊）に至る。上述したようにＩ｛４２０｝／Ｉ_０｛４２０｝＞０．８を満たすような集合組織を有する金属板は、従来の集合組織の金属板と比べて、各結晶粒がＮＤに変形し易く、板面内にも変形し易くなっている。これにより、特に結晶粒を微細化しなくても、ノッチング後の曲げ加工性および通常の曲げ加工性を顕著に向上させることができると考えられる。

このような結晶配向は、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Ｉ_０｛４２０｝とすると、Ｉ｛４２０｝／Ｉ_０｛４２０｝＞０.８を満たす。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。また、Ｉ｛４２０｝／Ｉ_０｛４２０｝＞１.０を満たすのがさらに好ましい。

また、｛４２０｝を主方位成分とする集合組織は、再結晶焼鈍による再結晶集合組織として形成される。しかし、銅合金板材を高強度化するためには、再結晶焼鈍後に冷間圧延することが必要である。この冷間圧延率の増加に伴って、｛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って、｛４２０｝方位密度が減少するが、Ｉ｛４２０｝／Ｉ_０｛４２０｝＞０.８、好ましくはＩ｛４２０｝／Ｉ_０｛４２０｝＞１.０を維持するように、冷間圧延率を調整すればよい。しかし、｛２２０｝を主方位成分とする集合組織が発達し過ぎると、加工性が低下する場合があるので、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Ｉ_０｛２２０｝とすると、１.０≦Ｉ｛２２０｝／Ｉ_０｛２２０｝≦３.５を満たすのが好ましい。また、強度と曲げ加工性の両方をさらに向上させるためには、１.５≦Ｉ｛２２０｝／Ｉ_０｛２２０｝≦３.０を満たすのが好ましい。

［平均結晶粒径］
上述したように、平均結晶粒径が小さい程、曲げ加工性の向上に有利であるが、平均結晶粒径が小さ過ぎると、耐応力緩和特性が悪くなり易い。平均結晶粒径が１０μｍ以上であれば、銅合金板材をコネクタに使用する場合でも、満足できるレベルの耐応力緩和特性を確保し易い。しかし、平均結晶粒径が大きくなり過ぎて６０μｍを超えると、曲げ部の表面が粗くなり易く、曲げ加工性を低下させる場合がある。したがって、平均結晶粒径は、１０〜６０μｍであるのが好ましく、１５〜３０μｍであるのがさらに好ましい。このような平均結晶粒径の制御は、再結晶焼鈍条件の調整によって行うことができる。

［特性］
コネクタなどの電気電子部品をさらに小型化および薄肉化するためには、素材である銅合金板材の引張強さを５８０ＭＰａ以上にするのが好ましく、６００ＭＰａ以上にするのがさらに好ましい。また、コネクタなどの電気電子部品の高集積化に伴って、通電によるジュ−ル熱の発生を抑えるために、銅合金板材の導電率が２０％ＩＡＣＳ以上であるのが好ましい。

また、銅合金板材の曲げ加工性の評価として、銅合金板材から長手方向がＬＤ（圧延方向）になるように切り出した曲げ加工試験片を曲げ軸をＴＤ（圧延方向および板厚方向に対して垂直な方向）にして９０°Ｗ曲げ試験を行うとともに、長手方向がＴＤになるように切り出した曲げ加工試験片を曲げ軸をＬＤにして９０°Ｗ曲げ試験を行った場合に、ＬＤとＴＤのいずれも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以下であるのが好ましく、０.５以下であるのがさらに好ましい。また、曲げ加工品の形状や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の評価として、Ｒ／ｔが０であるのが好ましい。

耐応力緩和特性については、銅合金板材を車載用コネクタなどに使用する場合には、ＴＤの耐応力緩和特性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により応力緩和特性を評価するのが好ましい。また、銅合金板材の表面の最大負荷応力が０.２％耐力の８０％の大きさになるようにして１５０℃で１０００時間保持した場合に、応力緩和率を従来の黄銅一種の半分以下（りん青銅２種程度）にするのが好ましく、３５％以下にするのがさらに好ましく、３０％以下にするのが最も好ましい。

また、後述するように、図５に示す形状の雌型コネクタ端子１００を連続プレスによって横連鎖方式で作製し、得られた雌型コネクタ端子１００の箱曲げ部１２４の表面および断面を光学顕微鏡によって１００倍の倍率で観察し、割れが認められないようなコネクタ端子成形性を有する銅合金板材であるのが好ましい。なお、雌型コネクタ端子１００の箱曲げ部１２４では、曲げ加工前にノッチング（構付け）を行って、図４に示すような略台形の断面形状の深さ３０μｍのノッチ１２’ａを形成した後、曲げ加工を行った。

［製造方法］
上述したような銅合金板材は、本発明による銅合金板材の製造方法の実施の形態によって製造することができる。本発明による銅合金板材の製造方法の実施の形態は、上述した組成を有する銅合金の原料を溶解して鋳造する溶解・鋳造工程と、この溶解・鋳造工程の後に、９００℃〜６００℃で最初の圧延パスを行い、次いで、６００℃未満〜３００℃で圧延率４０％以上の圧延を行う熱間圧延工程と、この熱間圧延工程の後に、圧延率８５％以上で冷間圧延を行う冷間圧延工程と、この冷間圧延工程の後に、３５０℃〜６５０℃において再結晶焼鈍を行う再結晶焼鈍工程と、この再結晶焼鈍工程の後に、圧延率３０〜８０％の仕上げ冷間圧延を行う仕上げ冷間圧延工程と、この仕上げ冷間圧延工程の後に、必要に応じて低温焼鈍を行う低温焼鈍工程とを備えている。以下、これらの工程について詳細に説明する。なお、熱間圧延後には、必要に応じて面削を行い、各熱処理後には、必要に応じて酸洗、研磨、脱脂を行ってもよい。

（溶解・鋳造工程）
一般的な黄銅の溶製方法と同様の方法により、銅合金の原料を溶解した後、連続鋳造や半連続鋳造などにより鋳片を製造する。なお、原料を溶解する際の雰囲気は、大気雰囲気で十分である。

（熱間圧延工程）
通常、Ｃｕ−Ｚｎ系銅合金の熱間圧延は、６５０℃以上または７００℃以上の高温域で圧延し、圧延中および圧延パス間の再結晶により、鋳造組織の破壊および材料の軟化のために行われる。しかし、このような一般的な熱間圧延条件では、本発明による銅合金板材の実施の形態のように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、このような一般的な熱間圧延条件では、後工程の条件を広範囲に変化させても、｛４２０｝を主方位方向に有する銅合金板材を製造するのが困難である。そのため、本発明による銅合金板材の製造方法の実施の形態では、熱間圧延工程において、９００℃〜６００℃の温度域で最初の圧延パスを行い、６００℃未満〜３００℃の温度域で圧延率４０％以上の圧延を行う（所謂熱間圧延と温間圧延の組み合わせを行う）。

鋳片を熱間圧延する際に、再結晶が発生し易い６００℃より高温域で最初の圧延パスを行うことによって、鋳造組織を破壊し、成分と組織の均一化を図ることができる。しかし、９００℃を超える高温で圧延を行うと、合金成分の偏析部分など、融点が低下している部分で割れを生じるおそれがあるので好ましくない。したがって、熱間圧延工程中における完全再結晶が確実に生じるようにするためには、９００℃〜６００℃の温度域で圧延率６０％以上の圧延を行うのが好ましく、これによって組織の均一化が一層促進される。なお、１パスで圧延率６０％を得るためには大きな圧延荷重が必要であるので、多パスに分けてトータル６０％以上の圧延率を確保してもよい。また、本発明による銅合金板材の製造方法の実施の形態では、圧延歪が生じ易い６００℃未満〜３００℃の温度域で４０％以上の圧延率を確保する。このようにして、後工程の冷間圧延と再結晶焼鈍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を形成し易くなる。なお、この際も６００℃未満〜３００℃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、５００℃以下にするのが好ましく、熱間圧延におけるトータルの圧延率は８０〜９５％程度にすればよい。

それぞれの温度域における圧延率ε（％）は、熱間圧延前の鋳片の板厚をｔ_０、熱間圧延後の鋳片の板厚をｔ_１とすると、ε＝（ｔ_０−ｔ_１）／ｔ_０×１００によって算出される。例えば、９００〜６００℃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、６００℃以上の温度域で圧延を行って、６００℃以上の温度で行われた最後の圧延パス終了時に板厚が３０ｍｍになり、引き続いて圧延を継続して、熱間圧延の最終パスを６００℃未満〜３００℃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、９００℃〜６００℃の温度域で行われた圧延の圧延率は、（１２０−３０）／１２０×１００＝７５（％）になり、６００℃未満〜３００℃の温度域における圧延率は、（３０−１０）／３０×１００＝６６.７（％）になる。

（冷間圧延工程）
再結晶焼鈍前に行う冷間圧延工程では、圧延率を８５％以上にする必要があり、９０％以上にするのが好ましい。このような高い圧延率で加工された材料に対し、次工程で再結晶焼鈍を行うことにより、｛４２０｝を主方位成分とする再結晶集合組織を形成することができる。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％以下では殆ど生成せず、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ためには、８５％以上の冷間圧延率にする必要があり、９０％以上にするのが好ましい。なお、冷間圧延率の上限は、ミルパワーなど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、９８％程度以下で良好な結果を得ることができる。

なお、本発明による銅合金板材の製造方法の実施の形態では、通常の銅合金板材の製造方法で行われているように、熱間圧延後で再結晶焼鈍前に中間焼鈍が行われると、再結晶焼鈍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ので、熱間圧延と再結晶焼鈍の間に中間焼鈍を行わない。

（再結晶焼鈍工程）
従来の銅合金板材の製造方法では、再結晶焼鈍は再結晶化のために行われるが、本発明による銅合金板材の製造方法の実施の形態では、さらに集合組織を制御するために行われる。この再結晶焼鈍は、３５０〜６５０℃の炉温で行うのが好ましい。この温度が低過ぎると、再結晶が不完全になったり、再結晶粒が微細（例えば５μｍ以下）になり、｛２２０｝を主方位成分とする圧延集合組織が残留する。一方、温度が高過ぎると、結晶粒の粗大化とともに、｛２２０｝方位成分が強くなってしまう。これらのいずれの場合も、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になる。

また、この再結晶焼鈍は、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になるように、好ましくは１５〜４０μｍになるように、３５０〜６５０℃で保持時間および到達温度を設定して熱処理を行うのが好ましい。再結晶粒の粒径が微細になり過ぎると、｛２２０｝を主方位成分とする圧延集合組織が残留し、｛４２０｝を主方位成分とする再結晶集合組織が弱くなり、また、耐応力緩和特性が向上し難くなる。一方、再結晶粒の粒径が粗大になり過ぎると、曲げ加工部の表面が粗くなり易い。なお、再結晶粒の粒径は、再結晶焼鈍前の冷間圧延率や化学組成によって変動するが、各々の合金について予め実験により再結晶焼鈍ヒートパターンと平均結晶粒径との関係を求めておけば、３５０〜６５０℃で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、本発明による銅合金板材の化学組成では、３５０〜６５０℃で数秒〜数時間保持する加熱条件において適正な条件を設定することができる。

（仕上げ冷間圧延工程）
仕上げ冷間圧延は、強度レベルを向上させるために行われる。仕上げ冷間圧延率が低過ぎると強度が低いが、仕上げ冷間圧延率の増大に伴って｛２２０｝を主方位成分とする圧延集合組織が発達していく。一方、仕上げ冷間圧延率が高過ぎると、｛２２０｝方位の圧延集合組織が相対的に優勢になり過ぎ、強度と曲げ加工性の両方を向上させた結晶配向を実現することができない。そのため、仕上げ冷間圧延は、２０〜７０％にするのが好ましく、３０〜６０％にするのがさらに好ましい。このような仕上げ冷間圧延を行うことによって、Ｉ｛４２０｝／Ｉ_０｛４２０｝＞０．８を満たす結晶配向を維持することができる。なお、最終的な板厚は、０.０５〜１.０ｍｍ程度にするのが好ましく、０.１〜０.８ｍｍにするのがさらに好ましい。

（低温焼鈍工程）
仕上げ冷間圧延後には、銅合金板材の残留応力の低減による耐応力腐食割れ特性や曲げ加工性を向上させ、空孔やすべり面上の転位の低減による耐応力緩和特性を向上させるために、低温焼鈍を行ってもよい。特に、Ｃｕ−Ｚｎ系銅合金の場合、１５０〜３５０℃の加熱温度で低温焼鈍を行うのが好ましい。この低温焼鈍により、強度、耐応力腐食割れ特性、曲げ加工性および耐応力緩和特性を同時に向上させることができ、また、導電率を上昇させることができる。この加熱温度が高過ぎると、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易くなる。一方、加熱温度が低過ぎると、上記の特性を向上させる効果を十分に得ることができない。また、この加熱温度における保持時間は、５秒間以上であるのが好ましく、通常１時間以内で良好な結果を得ることができる。

以下、本発明による銅合金板材およびその製造方法の実施例について詳細に説明する。

［実施例１〜１１］
１６．１質量％のＺｎと０．１４質量％のＺｒと０．１２質量％のＣｏを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例１）、１９．８質量％のＺｎを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例２）、２５．２質量％のＺｎを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例３）、３０．４質量％のＺｎを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例４）、３４．８質量％のＺｎを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例５）、３６．７質量％のＺｎと０．４４質量％のＮｉを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例６）、２９．８質量％のＺｎと０．１２質量％のＭｇと０．０３質量％のＰを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例７）、２６．２質量％のＺｎと０．２３質量％のＦｅと０．００３質量％のＢを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例８）、２４．６質量％のＺｎと０．５２質量％のＳｎと０．０４質量％のＴｉを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例９）、２８．３質量％のＺｎと０．３４質量％のＳｉと０．０４質量％のＡｌを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例１０）、２８．９質量％のＺｎと０．０７質量％のＭｎと０．１１質量％のＣｒを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例１１）をそれぞれ溶製し、縦型の小型連続鋳造機を用いて鋳造して、それぞれ厚さ５０ｍｍの鋳片を得た。

それぞれの鋳片を８５０℃に加熱した後に抽出し、熱間圧延を開始した。この熱間圧延では、８５０℃〜６００℃の温度域における圧延率が６０％以上になり且つ６００℃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。なお、６００℃未満〜３００℃における熱間圧延率をそれぞれ４５％（実施例１）、５０％（実施例２）、４２％（実施例３）、４７％（実施例４）、４３％（実施例５）、５２％（実施例６）、４５％（実施例７）、４５％（実施例８）、５２％（実施例９）、４６％（実施例１０）、４２％（実施例１１）とし、熱間圧延の最終パス温度は５００℃〜３００℃の間とした。また、鋳片からのトータルの熱間圧延率は約９０％であった。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、それぞれ圧延率９０％（実施例１）、９２％（実施例２）、８６％（実施例３）、９５％（実施例４）、８７％（実施例５）、８５％（実施例６）、８５％（実施例７）、９０％（実施例８）、９４％（実施例９）、９１％（実施例１０）、８６％（実施例１１）で冷間圧延を行った後、３５０〜６５０℃の炉温で再結晶焼鈍を行った。なお、試料表面に取り付けた熱電対により再結晶焼鈍時の温度変化をモニターした。再結晶焼鈍後の平均結晶粒径（双晶境界を結晶粒界とみなさない）が１０〜４０μｍになるように、到達温度を合金組成に応じて３５０〜６５０℃の範囲内で調整し、３５０〜６５０℃の温度域における保持時間を１０秒間〜１０分間の範囲で調整した。

次に、再結晶焼鈍後の板材に対して、それぞれ圧延率５５％（実施例１）、５０％（実施例２）、４５％（実施例３）、５０％（実施例４）、４０％（実施例５）、４５％（実施例６）、５０％（実施例７）、３５％（実施例８）、３５％（実施例９）、４５％（実施例１０）、４０％（実施例１１）で仕上げ冷間圧延を行い、次いで、２５０℃の炉中に３０分間装入する低温焼鈍を施した。

このようにして実施例１〜１１の銅合金板材を得た。なお、必要に応じて途中で面削を行い、銅合金板材の板厚を０.２ｍｍに揃えた。

次に、これらの実施例で得られた銅合金板材から試料を採取し、結晶粒組織の平均結晶粒径、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、コネクタ端子成形性を以下のように調べた。

結晶粒組織の平均結晶粒径は、銅合金板材の板面（圧延面）を研磨した後にエッチングし、その面を光学顕微鏡で観察して、ＪＩＳ
Ｈ０５０１の切断法により測定した。その結果、平均結晶粒径は、それぞれ２２μｍ（実施例１）、１８μｍ（実施例２）、１６μｍ（実施例３）、２４μｍ（実施例４）、１８μｍ（実施例５）、１５μｍ（実施例６）、２４μｍ（実施例７）、１８μｍ（実施例８）、２５μｍ（実施例９）、２０μｍ（実施例１０）、１２μｍ（実施例１１）であった。

Ｘ線回折強度（Ｘ線回折積分強度）の測定は、銅合金板材の板面（圧延面）を＃１５００耐水ペーパーで研磨仕上げした試料を用意し、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、試料の研磨仕上げ面について｛４２０｝面のＸ線回折強度Ｉ｛４２０｝と｛２２０｝面のＸ線回折強度Ｉ｛２２０｝を測定することによって行った。一方、同じＸ線回折装置を用いて、同じ測定条件で、純銅標準粉末の｛４２０｝面のＸ線回折強度Ｉ_０｛４２０｝と｛２２０｝面のＸ線回折強度Ｉ_０｛２２０｝も測定した。これらの測定値を用いて、Ｘ線回折強度比Ｉ｛４２０｝／Ｉ_０｛４２０｝と、Ｘ線回折強度比Ｉ｛２２０｝／Ｉ_０｛２２０｝を求めた。その結果、Ｉ｛４２０｝／Ｉ_０｛４２０｝とＩ｛２２０｝／Ｉ_０｛２２０｝は、それぞれ１．４と２．５（実施例１）、１．６と２．２（実施例２）、１．７と２．０（実施例３）、１．４と２．３（実施例４）、１．３と１．９（実施例５）、１．１と２．７（実施例６）、１．５と２．１（実施例７）、１．８と１．８（実施例８）、１．９と２．１（実施例９）、１．４と２．２（実施例１０）、１．３と１．８（実施例１１）であった。

銅合金板材の導電率は、ＪＩＳ
Ｈ０５０５の導電率測定方法に従って測定した。その結果、導電率は、それぞれ３６．６％ＩＡＣＳ（実施例１）、３１．７％ＩＡＣＳ（実施例２）、３０．１％ＩＡＣＳ（実施例３）、２７．７％ＩＡＣＳ（実施例４）、２６．６％ＩＡＣＳ（実施例５）、２５．６％ＩＡＣＳ（実施例６）、２８．３％ＩＡＣＳ（実施例７）、２７．７％ＩＡＣＳ（実施例８）、２３．８％ＩＡＣＳ（実施例９）、２４．６％ＩＡＣＳ（実施例１０）、２４．８％ＩＡＣＳ（実施例１１）であった。

銅合金板材の機械的特性としての引張強さとして、銅合金板材の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（ＪＩＳ
Ｚ２２０１の５号試験片）をそれぞれ３個ずつ採取し、それぞれの試験片についてＪＩＳ Ｚ２２４１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。その結果、ＬＤとＴＤの引張強さは、それぞれ５８６ＭＰａと６０２ＭＰａ（実施例１）、６０３ＭＰａと６１５ＭＰａ（実施例２）、６１４ＭＰａと６２６ＭＰａ（実施例３）、６１９ＭＰａと６３６ＭＰａ（実施例４）、６２４ＭＰａと６３９ＭＰａ(実施例５)、６３５ＭＰａと６４５ＭＰａ（実施例６）、６２４ＭＰａと６３５ＭＰａ（実施例７）、５９８ＭＰａと６０３ＭＰａ（実施例８）、６１７ＭＰａと６２３ＭＰａ（実施例９）、６２６ＭＰａと６４２ＭＰａ（実施例１０）、６１７ＭＰａと６２８ＭＰａ（実施例１１）であった。

銅合金板材の応力緩和特性を評価するために、銅合金板材から長手方向がＴＤ（圧延方向および板厚方向に対して垂直な方向）の曲げ試験片（幅１０ｍｍ）を採取し、試験片の長手方向中央部の表面応力が０.２％耐力の８０％の大きさになるようにアーチ曲げした状態で固定した。なお、表面応力は、表面応力（ＭＰａ）＝６Ｅｔδ／Ｌ_０ ^２（但し、Ｅは弾性係数（ＭＰａ）、ｔは試料の厚さ（ｍｍ）、δは試料のたわみ高さ（ｍｍ））により定められる。この状態の試験片を大気中において１５０℃で１０００時間保持した後の曲げ癖から、応力緩和率（％）＝（Ｌ_１−Ｌ_２）／（Ｌ_１−Ｌ_０）×１００（但し、Ｌ_０は治具の長さ、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）、Ｌ_１は試験開始時の試料長さ（ｍｍ）、Ｌ_２は試験後の試料端間の水平距離（ｍｍ））を用いて、応力緩和率を算出した。その結果、応力緩和率は、それぞれ３３．４％（実施例１）、３２．８％（実施例２）、３１．４％（実施例３）、３０．９％（実施例４）、３３．３％（実施例５）、３２．５％（実施例６）、２８．７％（実施例７）、３０．４％（実施例８）、３１．４％（実施例９）、３１．７％（実施例１０）、３２．６％（実施例１１）であった。

銅合金板材の通常の曲げ加工性を評価するために、銅合金板材から長手方向がＬＤ（圧延方向）の曲げ試験片と長手方向がＴＤ（圧延方向および板厚方向に対して垂直な方向）の曲げ試験片（いずれも幅１０ｍｍ）をそれぞれ３個ずつ採取し、それぞれの試験片についてＪＩＳ
Ｈ３１１０に準拠した９０°Ｗ曲げ試験を行った。この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よって１００倍の倍率で観察して、割れが発生しない最小曲げ半径Ｒを求め、この最小曲げ半径Ｒを銅合金板材の板厚ｔで除することによって、ＬＤとＴＤのそれぞれのＲ／ｔ値を求めた。ＬＤおよびＴＤのそれぞれ３個の試験片のうち、それぞれ最も悪い結果の試験片の結果を採用してＲ／ｔ値とした。その結果、ＬＤとＴＤのＲ／ｔは、それぞれ０．０と０．５（実施例１、２、７〜９、１１）、０．０と０．８(実施例３、４)、０．０と１．０（実施例５、６）、０．０と０．６（実施例１０）であった。

銅合金板材のノッチング後の曲げ加工性を評価するために、銅合金板材から長手方向がＬＤ（圧延方向）の短冊形試料（幅１０ｍｍ）を採取し、図２および図３に示すように略台形の断面形状の凸部が上面に形成されたノッチ形成治具（凸部先端のフラット面の幅０.１ｍｍ、両側面角度４５°）１０を用いて、図３に示すように矢印Ａ方向に１０ｋＮの荷重を付与することにより、試料１２の全幅にわたって延びるノッチを形成した。なお、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（矢印Ｂ方向）に対して垂直な方向であった。このようにして用意した３個のノッチ付き曲げ試験片１２’のそれぞれのノッチ１２’ａの深さを実測したところ、図４に模式的に示すノッチ１２’ａの深さδは、板厚ｔの１／４〜１／６程度であった。これらの３個のノッチ付き曲げ試験片１２’について、それぞれＪＩＳ
Ｈ３１１０に準拠した９０°Ｗ曲げ試験を行った。この９０°Ｗ曲げ試験は、下型の中央突起部先端のＲを０ｍｍとした治具を用いて、ノッチ付き曲げ試験片１２’を、ノッチ形成面が下向きになり、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行った。この試験後の３個の試験片について、それぞれ曲げ加工部の表面および断面を光学顕微鏡によって１００倍の倍率で観察して、割れの有無を判断することによって、最も悪い試験片の結果を採用して、銅合金板材のノッチング後の曲げ加工性を評価した。その結果、いずれの実施例でも、ノッチング後の曲げ加工部の表面および断面に割れが認められず、ノッチング後の曲げ加工性は良好であった。

銅合金板材のコネクタ端子成形性を評価するために、銅合金板材から図５に示す形状の雌型コネクタ端子（口径０.６４ｍｍ）１００を連続プレスによって横連鎖方式で作製した。但し、雌型コネクタ端子１００の箱曲げ部１２４では、曲げ加工前にノッチング（構付け）を行って図４に示すような略台形の断面形状で深さ３０μｍのノッチを形成した後、曲げ加工を行った。なお、図５において、参照符号１１０はパイロット部、１２０は箱部、１２２は圧着部、１２６はバネ部を示している。得られた雌型コネクタ端子１００の箱曲げ部１２４の表面および断面を光学顕微鏡によって１００倍の倍率で観察し、割れの有無を判断することによって、最も悪いコネクタ端子の結果を採用して、銅合金板材のコネクタ端子成形性を評価した。その結果、いずれの実施例でも、雌型コネクタ端子１００の箱曲げ部１２４の表面および断面に割れが認められず、コネクタ端子成形性は良好であった。

［比較例１〜５］
それぞれ実施例１〜５と同じ組成の銅合金を使用し、６００℃未満〜３００℃における熱間圧延率をそれぞれ１５％（比較例１）、０％（比較例２）、０％（比較例３）、２２％（比較例４）、２２％（比較例５）とし、再結晶焼鈍前の冷間圧延率をいずれも９０％、仕上げ冷間圧延率をそれぞれ２５％（比較例１）、５０％（比較例２）、１５％（比較例３）、３０％（比較例４）、２５％（比較例５）とした以外は、実施例１〜１１とほぼ同様の方法により、銅合金板材を得た。なお、これらの比較例では、通常の銅合金板材の製造方法として、熱間圧延後と再結晶焼鈍前の冷間圧延において、板厚が５０％減少した時点で５００℃で３時間中間焼鈍を施した。また、比較例２および３では、熱間圧延最終パス温度が６００℃以上であった。

それぞれの比較例で得られた銅合金板材から試料を採取し、結晶粒組織の平均結晶粒径、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、コネクタ端子成形性について、実施例１〜１１と同様の方法により調べた。

その結果、平均結晶粒径は、それぞれ６μｍ（比較例１）、５μｍ（比較例２）、３μｍ（比較例３）、５μｍ（比較例４）、４μｍ（比較例５）であった。また、Ｘ線回折強度比Ｉ｛４２０｝／Ｉ_０｛４２０｝とＩ｛２２０｝／Ｉ_０｛２２０｝は、それぞれ０．６と３．７（比較例１）、０．４と５．１（比較例２）、０．２と３．９（比較例３）、０．５と４．２（比較例４）、０．５と３．７（比較例５）であった。また、導電率は、それぞれ３７．１％ＩＡＣＳ（比較例１）、３２．２％ＩＡＣＳ（比較例２）、３０．６％ＩＡＣＳ（比較例３）、２８．１％ＩＡＣＳ（比較例４）、２６．９％ＩＡＣＳ（比較例５）であった。また、ＬＤとＴＤの引張強さは、それぞれ５０２ＭＰａと５３３ＭＰａ（比較例１）、６２１ＭＰａと６５４ＭＰａ（比較例２）、５５５ＭＰａと５９６ＭＰａ（比較例３）、５５６ＭＰａと５８６ＭＰａ（比較例４）、５６２ＭＰａと５９１ＭＰａ（比較例５）であった。さらに、応力緩和率は、それぞれ４８．４％（比較例１）、５７．４％（比較例２）、５９．４％（比較例３）、５２．９％（比較例４）、５３．３％（比較例５）であった。また、通常の曲げ加工性の評価として、ＬＤとＴＤのＲ／ｔは、それぞれ０．０と１．５（比較例１）、１．０と４．０（比較例２）、０．０と２．０（比較例３）、０．５と１．５（比較例４）、０．５と１．５（比較例５）であった。また、比較例１および３〜５では、ノッチング後の曲げ加工部の表面および断面に割れが認められ、比較例２では、曲げ加工部で破断した。さらに、比較例１および３〜５では、雌型コネクタ端子の箱曲げ部の表面および断面に割れが認められ、比較例２では、箱曲げ部で破断した。

［比較例６］
溶製した銅合金を９．３質量％のＺｎを含み、残部がＣｕからなる銅合金とし、６００℃未満〜３００℃における熱間圧延率を４５％、再結晶焼鈍前の冷間圧延率を８５％、仕上げ冷間圧延率を８０％とした以外は、実施例１〜１１と同様の方法により、銅合金板材を得た。

得られた銅合金板材から試料を採取し、結晶粒組織の平均結晶粒径、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、コネクタ端子成形性について、実施例１〜１１と同様の方法により調べた。

その結果、平均結晶粒径は１５μｍであり、Ｘ線回折強度比Ｉ｛４２０｝／Ｉ_０｛４２０｝は０．５、Ｉ｛２２０｝／Ｉ_０｛２２０｝は３．８であった。また、導電率は４１．４％ＩＡＣＳであり、ＬＤおよびＴＤの引張強さは、それぞれ５１８ＭＰａおよび５６６ＭＰａであった。また、応力緩和率は３９．６％であり、通常の曲げ加工性の評価として、ＬＤのＲ／ｔは０．０、ＴＤのＲ／ｔは２．０であった。さらに、ノッチング後の曲げ加工部の表面および断面に割れが認められ、また、雌型コネクタ端子の箱曲げ部の表面および断面に割れが認められた。

［比較例７］
溶製した銅合金を４１．７質量％のＺｎと０．３７質量％のＣｏを含み、残部がＣｕからなる銅合金とした以外は、実施例１〜１１と同様の方法により、銅合金板材を得た。この比較例では、Ｚｎ含有量が多過ぎたので、β相の生成により、熱間圧延途中で割れが生じないものの、仕上げ圧延の後期に割れの発生が激しくて、評価できるサンプルを取ることができなかった。

［比較例８〜１２］
溶製した銅合金を３０．４質量％のＺｎを含み、残部がＣｕからなる銅合金とし、６００℃未満〜３００℃における熱間圧延率をいずれも４７％とし、再結晶焼鈍前の冷間圧延率をいずれも９５％、仕上げ冷間圧延率をそれぞれ５０％（比較例８）、５０％（比較例９）、５０％（比較例１０）、１０％（比較例１１）、８５％（比較例１２）とした以外は、実施例１〜１１とほぼ同様の方法により、銅合金板材を得た。なお、比較例８では、再結晶焼鈍温度を７００℃と実施例１〜１１よりも高い温度で行い、比較例９では、再結晶焼鈍温度を３００℃と実施例１〜１１よりも低い温度で行い、比較例１０では、平均結晶粒径が３μｍ程度の微細な結晶粒になるように再結晶焼鈍時の保持時間を調整した。

それぞれの比較例で得られた銅合金板材から試料を採取し、結晶粒組織の平均結晶粒径、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、コネクタ端子成形性について、実施例１〜１１と同様の方法により調べた。

その結果、平均結晶粒径は、それぞれ９０μｍ（比較例８）、混粒（比較例９）、３μｍ（比較例１０）、２４μｍ（比較例１１）、２４μｍ（比較例１２）であった。また、Ｘ線回折強度比Ｉ｛４２０｝／Ｉ_０｛４２０｝とＩ｛２２０｝／Ｉ_０｛２２０｝は、それぞれ０．７と３．８（比較例８）、０．２と４．５（比較例９）、０．５と４．０（比較例１０）、２．１と１．６（比較例１１）、０．６と４．４（比較例１２）であった。また、導電率は、それぞれ２７．４％ＩＡＣＳ（比較例８）、２８．９％ＩＡＣＳ（比較例９）、２８．１％ＩＡＣＳ（比較例１０）、２８．６％ＩＡＣＳ（比較例１１）、２７．１％ＩＡＣＳ（比較例１２）であった。また、ＬＤとＴＤの引張強さは、それぞれ５６４ＭＰａと６０１ＭＰａ（比較例８）、６５４ＭＰａと６９７ＭＰａ（比較例９）、６３２ＭＰａと６６１ＭＰａ（比較例１０）、４０１ＭＰａと４２３ＭＰａ（比較例１１）、６７６ＭＰａと７２１ＭＰａ（比較例１２）であった。さらに、応力緩和率は、それぞれ２６．４％（比較例８）、６７．８％（比較例９）、５９．５％（比較例１０）、２９．１％（比較例１１）、３９．６％（比較例１２）であった。また、通常の曲げ加工性の評価として、ＬＤとＴＤのＲ／ｔは、それぞれ１．０と２．５、１．５と４．０、０．５と３．０、０．０と０．０、１．０と３．０であった。また、比較例１１では、ノッチング後の曲げ加工部の表面および断面に割れが認められなかったが、比較例８および１０では、ノッチング後の曲げ加工部の表面および断面に割れが認められ、比較例９および１２では、曲げ加工部で破断した。さらに、比較例１１では、雌型コネクタ端子の箱曲げ部の表面および断面に割れが認められなかったが、比較例８では、雌型コネクタ端子の箱曲げ部の表面および断面に割れが認められ、比較例９、１０および１２では、箱曲げ部で破断した。

［比較例１３、１４］
比較例１３として市販の代表的な黄銅一種（Ｃ２６００−Ｈ０６、板厚０.２ｍｍ）の板材と、比較例１４としてリン青銅２種（Ｃ５１９１−Ｈ０６、板厚０.２ｍｍ）の板材を用意し、これらの銅合金板材から試料を採取し、結晶粒組織の平均結晶粒径、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、コネクタ端子成形性について、実施例１〜１１と同様の方法により調べた。

その結果、平均結晶粒径は、それぞれ６μｍ（比較例１３）、４μｍ（比較例１４）であった。また、Ｘ線回折強度比Ｉ｛４２０｝／Ｉ_０｛４２０｝とＩ｛２２０｝／Ｉ_０｛２２０｝は、それぞれ０．６と３．９（比較例１３）、０．４と０．４（比較例１４）であった。また、導電率は、それぞれ２８．２％ＩＡＣＳ（比較例１３）、１４．２％ＩＡＣＳ（比較例１４）であった。また、ＬＤとＴＤの引張強さは、それぞれ５４４ＭＰａと５８３ＭＰａ（比較例１３）、６２８ＭＰａと６５３ＭＰａ（比較例１４）であった。さらに、応力緩和率は、それぞれ５１．４％（比較例１３）、３７．６％（比較例１４）であった。また、通常の曲げ加工性の評価として、ＬＤとＴＤのＲ／ｔは、それぞれ０．５と１．２（比較例１３）、０．５と１．５（比較例１４）であった。さらに、ノッチング後の曲げ加工部の表面および断面に割れが認められ、また、雌型コネクタ端子の箱曲げ部の表面および断面に割れが認められた。

これらの実施例および比較例の組成および製造条件をそれぞれ表１および表２に示し、組織および特性についての結果をそれぞれ表３および表４に示す。

なお、表４の銅合金板材のノッチング後の曲げ加工性を評価の欄では、ノッチング後の曲げ加工部の表面および断面に割れが認められないものを「〇」、割れが認められたものを「×」、曲げ加工部で破断したものを「破」と表示し、それぞれ３個の試験片のうち、最も悪い試験片の結果を採用して、「○」、「×」、「破」の評価を行い、○評価のものを合格と判定した。また、表４の銅合金板材のコネクタ端子成形性を評価の欄では、雌型コネクタ端子の箱曲げ部の表面および断面に割れが認められないものを「〇」、割れが認められたものを「×」、箱曲げ部で破断したものを「破」と表示し、それぞれ３個のコネクタ端子のうち、最も悪いコネクタ端子の結果を採用して、「○」、「×」、「破」の評価を行い、○評価のものを合格と判定した。

表３および表４からわかるように、実施例１〜１１の銅合金板材ではいずれも、Ｉ｛４２０｝／Ｉ_０｛４２０｝＞０．８を満たす結晶配向を有し、導電率が２０％ＩＡＣＳ以上であり、引張強さが５８０ＭＰａ以上という高強度であるとともに、ＬＤおよびＴＤのＲ／ｔ値がいずれも１.０以下という優れた曲げ加工性を有する。また、実用的に重要なＬＤのノッチング後の曲げ加工性について、９０°Ｗ曲げ試験においてＲ／ｔ＝０で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。また、車載用コネクタなどの用途において重要になるＴＤの応力緩和率が３５％以下という従来の黄銅にない優れた特性を有する。さらに、箱曲げ部を有するコネクタ端子成形性も優れている。

これに対し、比較例１〜５では、実施例１〜５と同じ組成の合金について、通常の製造方法により製造（比較例２および３では、熱間圧延最終パス温度を６００℃以上とし、比較例１〜５では、熱間圧延後で再結晶焼鈍前に中間焼鈍工程を入れて製造）している。これらの比較例ではいずれも、｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度が弱く、強度と曲げ加工性の間や、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。また、これらの比較例ではいずれも、ノッチング後の曲げ加工性が悪かった。

比較例６および７は、それぞれＺｎ含有量が少な過ぎる例と多過ぎる例である。比較例６では、Ｚｎ含有量が少な過ぎたことにより、仕上げ冷間圧延率を８０％以上に高くしても、強度レベルが低かった。また、｛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かかわらず、ノッチング後の曲げ加工性を向上させることができなかった。比較例７では、Ｚｎ含有量が多過ぎたので、β相の生成により、熱間圧延途中で割れが生じないものの、仕上げ圧延の後期に割れの発生が激しくて、評価できるサンプルを取れなかった。

比較例８では、再結晶焼鈍温度が７００℃と高過ぎたので、結晶粒が粗大化し、良好な曲げ加工性が得られなかった。また、｛４２０｝を主方位成分とする結晶配向が弱くなり、ノッチング後の曲げ加工性も劣っていた。比較例９では、再結晶焼鈍温度が３００℃と低過ぎたので、再結晶自体が十分に進行せずに混粒組織になり、引張強さ、曲げ加工性、耐応力緩和特性の全てが悪い結果となった。比較例１０では、曲げ加工性の向上を図るために再結晶焼鈍時の保持温度を調整して平均結晶粒径を３μｍ程度の微細にしたが、通常の曲げ加工性は悪くないものの、｛４２０｝を主方位成分とする結晶配向が弱くなり、ノッチング後の曲げ加工性が劣っていた。また、結晶粒が微細になったために、耐応力緩和特性が悪化していた。

比較例１１では、仕上げ冷間圧延率が低かったので、良好な特性が得られなかった。比較例１２では、仕上げ冷間圧延率が高過ぎたので、｛４２０｝を主方位成分とする結晶配向が弱くなり、強度は高いものの、曲げ加工性が著しく悪くなった。

また、実施例４の銅合金板材は、従来の代表的なコネクタなどの電気電子用材料である黄銅（比較例１３）と比べて、引張強さ、曲げ加工性、耐応力緩和特性などが向上していることがわかる。また、りん青銅（比較例１４）と比べても、強度がほぼ同等であり、導電率に優れている。また、りん青銅は、高価なＳｎを６％も含有し、原料費が高騰し易く且つ熱間圧延することができないため、製法が限定され、製造費を含めたト−タルコスト面で劣っている。したがって、実施例４の銅合金は、従来の黄銅やりん青銅と比べて十分に優れている。

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である。 ノッチ形成治具の断面形状を模式的に示す図である。 ノッチングの方法を説明する図である。 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す図である。 銅合金板材の条を連続プレス成形することによってコネクタ端子部分を形成した段階の中間製品の形状を模式的に示す図である。

符号の説明

１０ ノッチ形成治具
１２ 試料
１２’ ノッチ付き曲げ試験片
１２’ａ ノッチ
１００ コネクタ端子
１１０ パイロット部
１２０ 箱部
１２２ 圧着部
１２４ 箱曲げ部
１２６ バネ部

Claims (11)

1. １５〜３７質量％のＺｎ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Ｉ_０｛４２０｝とすると、Ｉ｛４２０｝／Ｉ_０｛４２０｝＞０.８を満たす結晶配向を有することを特徴とする、銅合金板材。
2. 前記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Ｉ_０｛２２０｝とすると、１．０≦Ｉ｛２２０｝／Ｉ_０｛２２０｝≦３.５を満たす結晶配向を有することを特徴とする、請求項１に記載の銅合金板材。
3. 前記銅合金板材の平均結晶粒径が１０〜６０μｍであることを特徴とする、請求項１または２に記載の銅合金板材。
4. 前記銅合金板材が、２.０質量％のＳｎ、２.０質量％以下のＮｉ、２.０質量％以下のＦｅおよび１.０質量％以下のＳｉからなる群から選ばれる１種以上の元素をさらに含む組成を有することを特徴とする、請求項１乃至３のいずれかに記載の銅合金板材。
5. 前記銅合金板材が、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｂ、Ｐ、Ｚｒ、Ｔｉ、ＭｎおよびＶからなる群から選ばれる１種以上の元素を合計３質量％以下の範囲でさらに含む組成を有することを特徴とする、請求項１乃至４のいずれかに記載の銅合金板材。
6. 前記銅合金板材の引張強さが５８０ＭＰａ以上、導電率が２０％ＩＡＣＳ以上、応力緩和率が３５％以下であることを特徴とする、請求項１乃至５のいずれかに記載の銅合金板材。
7. １５〜３７質量％のＺｎを含み、必要に応じて２.０質量％のＳｎと２.０質量％以下のＮｉと２.０質量％以下のＦｅと１.０質量％以下のＳｉからなる群から選ばれる１種以上の元素を含み、さらに必要に応じてＣｏ、Ｃｒ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｂ、Ｐ、Ｚｒ、Ｔｉ、ＭｎおよびＶからなる群から選ばれる１種以上の元素を合計３質量％以下の範囲で含み、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の原料を溶解して鋳造した後、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、３５０〜６５０℃における再結晶焼鈍と、圧延率３０〜８０％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を特徴とする、銅合金板材の製造方法。
8. 前記９００℃〜６００℃の圧延パスで圧延率６０％以上の圧延を行うことを特徴とする、請求項７に記載の銅合金板材の製造方法。
9. 前記再結晶焼鈍において、再結晶焼鈍後の平均結晶粒径が１０〜６０μｍになるように、３５０〜６５０℃における保持時間および到達温度を設定して、熱処理を行うことを特徴とする、請求項７または８に記載の銅合金板材の製造方法。
10. 前記仕上げ冷間圧延後に、１５０〜３５０℃で低温焼鈍を行うことを特徴とする、請求項７乃至９のいずれかに記載の銅合金板材の製造方法。
11. 請求項１乃至６のいずれかに記載の銅合金板材を材料として用いたことを特徴とする、コネクタ端子。

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