JP5191725B2 - Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｎ系銅合金板材およびその製造法並びにコネクタ - Google Patents

Description

本発明は、コネクタ、リードフレーム、リレー、スイッチなどの電気・電子部品に適したＣｕ−Ｚｎ−Ｓｎ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、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。それに対応するためには素材に要求される「強度」のレベルは一層厳しいものとなる。そのような高い強度レベルを有するものとしては０.２％耐力が６００Ｎ／ｍｍ²以上、好ましくは６５０Ｎ／ｍｍ²以上、さらに好ましくは７００Ｎ／ｍｍ²以上であり、引張強さが６５０Ｎ／ｍｍ²以上、好ましくは７００Ｎ／ｍｍ²以上、さらに好ましくは７５０Ｎ／ｍｍ²以上であることが望まれる。電気・電子部品は高集積化に伴い、通電によるジュ−ル熱の発生を抑えるために、導電率が２０％ＩＡＣＳ以上であることが好ましい。

また、圧延方向をＬＤ、板面（圧延面）内で圧延方向に対し直角方向をＴＤと呼ぶとき、曲げ加工性はＬＤ、ＴＤいずれにおいても後述の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い。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、１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。さらに、コネクタ用銅合金材料では、耐食性や耐応力腐食割れ性に優れていることが必要である。具体的には、後述の試験法による応力緩和率が１５０℃において従来の黄銅１種の半分以下（りん青銅並み）であることが要求され、応力緩和率２０％以下であるものが望ましい。応力腐食割れ寿命についても黄銅１種の３倍以上であることが望まれる。

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、このような特性を全て満足する低廉な材料はなく、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」のうち優先させるべき特性が良好な材料を適宜選択して使用してきた。

例えば、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ある。黄銅は低コストの材料として広範囲に使用されているが、引張強さは、ばね材用の質別がＨ０６とＨ０８でもそれぞれ５７０Ｎ／ｍｍ²および６４０Ｎ／ｍｍ²程度であり、引張強さが６５０Ｎ／ｍｍ²以上というコネクタ材としての要求を満足できない。また、黄銅は、耐応力腐食割れ性および耐応力緩和特性にも劣っている。

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に比較的に優れているが、例えば、ばね用りん青銅の場合、導電率が１２％ＩＡＣＳと小さい。熱間加工できないためコスト的にも不利である。

特に、黄銅やりん青銅などの固溶強化型合金では強度を向上させるために仕上げ圧延率を増大させる必要があり、それに伴い、ＴＤの曲げ加工性（すなわち曲げ軸がＬＤである曲げ加工性）が著しく悪化してしまう。そのため、強度レベルが高くても電気・電子部品に加工できなくなる場合がある。

一方、黄銅およびりん青銅の特長としてはヤング率が１１０〜１２０ｋＮ／ｍｍ²程度と小さいことが挙げられる。このように小さいヤング率は、コネクタ材としての要求に合致し、最近、これらの材料が見直されている。したがって、黄銅とりん青銅の特長を兼備し、黄銅に近い価格で、導電率が２０％ＩＡＣＳ以上、応力緩和率が１５０℃において黄銅１種の半分以下（りん青銅並）、応力腐食割れ寿命が黄銅１種の３倍以上である材料が望まれている。特に０.２％耐力が６００Ｎ／ｍｍ²以上、引張強さが６５０Ｎ／ｍｍ²以上である高強度材はコネクタ等の小型・軽量化を図る上で有利となる。

また、コネクタ用の材料はＳｎめっきされる機会が多くなり、合金成分にＳｎを含んでいるものはＳｎめっき材のスクラップが利用できる点で有利である。さらに、黄銅に代表されるように、Ｚｎを含むと、強度、加工性およびコストのバランスに優れた合金が得られ易い。このような種類の銅合金としてＣｕ−Ｚｎ−Ｓｎ系銅合金があり、これまでにＣｕ−Ｚｎ−Ｓｎ系銅合金に関する種々の発明が提案されている（特許文献１〜６）。

特許第３０１４６７３号公報 特許第３０５０６７３号公報 特開平６−１８４６７９号公報 特開２００１−２９４９５７号公報 特開２００２−８８４２８号公報 特開２００５−２８１７１４号公報

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、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｎ系銅合金は一般にＬＤの曲げ加工性（曲げ軸がＴＤである曲げ加工性）は比較的良好であるものの、「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だけの加工性は必ずしも有していない。

「曲げ加工性」を改善するためには結晶粒微細化が有効である。しかし、結晶粒径を小さくすると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１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りやすい。したがって、耐応力緩和特性を損なわずに曲げ加工性を改善することは容易でない。

また、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｎ系銅合金は黄銅やりん青銅と同様に固溶強化型合金であり、高強度を要する用途に適用するためには、仕上げ圧延率の増大が必要である。それに伴い、ＴＤの曲げ加工性（すなわち曲げ軸がＬＤである曲げ加工性）が著しく悪化してしまう。したがって、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｎ系銅合金は曲げ加工性に要求される用途（例えば、図１に示すようなコネクタ雌端子）には、引張強さが６００Ｎ／ｍｍ²以下の低質別（大体Ｈ以下）でしか対応できない。この場合、強度不足によりばね性が低くなりやすい。一方、引張強さが６５０Ｎ／ｍｍ²以上の高質別（大体ＥＨ以上）の場合は、厳しい曲げ加工に耐えられないので、平板状に近い部品にしか使えないのは現状である。

高強度を維持しながらＣｕ−Ｚｎ−Ｓｎ系銅合金の「曲げ加工性」を改善する常套手段として、（i）Ｚｎ、Ｓｎなどの元素（特にＳｎ）の多量添加、（ii）結晶粒の微細化、が挙げられる。（i）の手法を用いると仕上げ圧延率を過剰に大きくしなくて済むので、曲げ加工性の低下を抑制する上で有効である。しかし、Ｓｎ含有量の増大には、導電率の急激な低下を招くという問題があり、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という問題がある。（ii）の結晶粒微細化は、前述のように耐応力緩和特性を損なう要因になるので安易に採用できない。

本発明はこのような現状において、「ノッチング後曲げ加工法」のような厳しい曲げ加工にも耐え得る優れた「曲げ加工性」と「耐応力緩和特性」を両立させたヤング率の低いＣｕ−Ｚｎ−Ｓｎ系銅合金板材を提供しようというものである。また、「導電性」を損なわずに「高強度」と「曲げ加工性」を高レベルで両立させたＣｕ−Ｚｎ−Ｓｎ系銅合金板材を提供することを目的とする。さらに、加工部に割れがなく寸法精度の良好なコネクタ端子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Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｎ系銅合金の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、Ｚｎ：１０〜３７％、Ｓｎ：０.１〜４％、場合によってはさらにＮｉ：２％以下、Ｆｅ：２％以下、Ｓｉ：１％以下の１種以上を含有し、あるいはさらにＣｏ、Ｃｒ、Ｍｇ、Ａｌ、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Ｃｕおよび不可避的不純物からなる組成を有し、下記（１）式および下記（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。平均結晶粒径は１０〜６０μｍである。特性として引張強さが６５０Ｎ／ｍｍ²以上、ヤング率が１３０ｋＮ／ｍｍ²以下、導電率が２０％ＩＡＣＳ以上、応力緩和率が２０％以下であるものが特に好適な対象として提供される。０.２％耐力は例えば６００Ｎ／ｍｍ²以上である。
Ｉ｛４２０｝／Ｉ₀｛４２０｝＞０.８ ……（１）
１.０≦Ｉ｛２２０｝／Ｉ₀｛２２０｝≦３.５ ……（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。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、９００〜３００℃での熱間圧延、圧延率８５％以上の冷間圧延、３５０〜６５０℃での再結晶焼鈍、圧延率３０〜８０％の仕上げ冷間圧延を順次施し、必要に応じてさらに１５０〜４５０℃の低温焼鈍を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、９００〜６００℃の温度域で最初の圧延パスを実施し、好ましくは９００〜６００℃の温度域で圧延率６０％以上の圧延を行い、かつ６００℃未満〜３００℃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。再結晶焼鈍工程において、再結晶焼鈍後の平均結晶粒径が１０〜６０μｍとなるように、３５０〜６５０℃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好ましい。

ここで、「９００〜３００℃での熱間圧延」とは、熱間圧延の圧延パスを９００〜３００℃の範囲で実施することを意味する。

また本発明では、上記の銅合金板材を用いた板状素材を加工（特にノッチング後曲げ加工法による曲げ加工）することにより得られる電気・電子部品が提供される。その電気・電子部品は例えばコネクタ、リードフレーム、リレー、スイッチなどである。この場合、板状素材としては、例えば上記の銅合金板材からなる条材をそのまま使用しても構わないが、リフローＳｎめっき等の表面処理を施したものがより好適である。

本発明によれば、コネクタ、リードフレーム、リレー、スイッチなどの電気・電子部品に必要な「導電性」と黄銅並みに小さい「ヤング率」を具備するＣｕ−Ｚｎ−Ｓｎ系銅合金の板材において、ノッチング後曲げ加工法に適用可能な優れた「曲げ加工性」を付与したものが実現された。しかも、曲げ加工性との両立が困難であるとされる「耐応力緩和特性」についても良好に維持されている。また特に、引張強さ６５０Ｎ／ｍｍ²以上の「高強度」を有し、かつＣｕ−Ｚｎ−Ｓｎ系銅合金では改善が難しい「ＴＤの曲げ加工性」（すなわち曲げ軸がＬＤである曲げ加工性）と良好な「耐応力緩和特性」を同時に有するものが提供された。これらの特性を同時に安定して顕著に向上させることは、従来のＣｕ−Ｚｎ−Ｓｎ系銅合金製造技術では困難であった。本発明の銅合金板材は、今後一層の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、黄銅やりん青銅に代わるコネクタなどの電気電子部品用材料として最適なものである。

《集合組織》
Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｎ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−Ｚｎ−Ｓｎ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−Ｚｎ−Ｓｎ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−Ｚｎ−Ｓｎ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２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。

Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｎ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。従って、仕上げ圧延率が高いほど、圧延集合組織｛１１０｝面の密度が強くなり、強度（特にＴＤ方向の強度）が高いものの、ＴＤ方向の曲げ加工性が著しく悪くなる。

｛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｝面である結晶の場合、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。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方向の曲げ加工性がほぼ同等であるが、ＴＤ方向の曲げ加工性が格段に優れると言える。

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−Ｚｎ−Ｓｎ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−Ｚｎ−Ｓｎ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。（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−Ｚｎ−Ｓｎ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。

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｝＞０.８ ……（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｝≧１.０ ……（１）’

｛４２０｝を主方位成分とする集合組織は後述の再結晶焼鈍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、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。
１.０≦Ｉ｛２２０｝／Ｉ₀｛２２０｝≦３.５ ……（２）
１.５≦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、コネクタ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。１５〜３０μｍの範囲に調整することがより好ましい。平均結晶粒径のコントロールは後述の再結晶焼鈍条件によって行うことができる。

《合金組成》
本発明ではＣｕ−Ｚｎ−Ｓｎ系銅合金を採用する。Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｎの３元系基本成分にＮｉ、Ｓｉ、Ｆｅ、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−Ｚｎ−Ｓｎ系銅合金と称している。

Ｚｎは、銅合金の強度やばね性の向上に寄与し、また、ＺｎはＣｕより安価であるため、Ｚｎを多量に添加することが望ましい。ただし、Ｚｎ量が３７質量％を超えるとβ相の生成により銅合金の冷間加工性が著しく低下する。また、銅合金の耐応力腐食割れ性も低下する。さらに、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量が１０質量％より少ないと、０.２％耐力、引張強さ、ばね性が本合金系として不足し、ヤング率も大きくなってしまう。さらに、Ｓｎめっき材をスクラップ原料に使用する場合には、銅合金の溶解時に水素ガス吸蔵が多くなり、インゴットのブロ−ホ−ルが発生し易くなる。また、安価なＺｎの量が少なく、経済的にも不利になる。したがって、Ｚｎ含有量は１０〜３７質量％の範囲に規定され、２０〜３０質量％の範囲とすることがより好ましい。

Ｓｎは、銅合金のヤング率を上昇させることなく０.２％耐力、引張強さ、耐応力緩和特性、耐応力腐食割れ特性を向上させる作用を有する。また、Ｓｎめっきした銅合金部品などＳｎを含有するスクラップ原料を使用する場合にも、合金元素としてＳｎを含有する成分設計の銅合金であることが有利である。しかし、Ｓｎ含有量が増加すると銅合金の導電率が急激に低下する。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。種々検討の結果、Ｓｎ含有量は４質量％以下とする必要があることがわかった。一方、Ｓｎ含有量が０.１質量％より少ないと（１）式を満たすような｛４２０｝を主方位成分とする集合組織を安定して得ることが難しくなる。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、Ｓｎ含有量は０.１〜４.０質量％に規定され、０.５〜２.０質量％の範囲とすることがより好ましい。

Ｎｉは、固溶強化作用と耐応力緩和特性の向上作用を有し、特にＳｎとの共同添加により固溶強化に対する相乗的な向上作用が得られるので、本発明では必要に応じて積極的にＮｉを含有させることができる。その際、０.１質量％以上のＮｉ含有量とすることが効果的である。ただし、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。このため、Ｎｉを含有させる場合は２質量％以下の含有量とする必要がある。Ｎｉ含有量は０.１〜２質量％とすることがより好ましく、０.２〜１.０質量％の範囲に調整することが一層好ましい。

Ｓｉは、少量でも耐応力腐食割れ性を向上させる作用を有する。ただし、１.０質量％を超えるＳｉ含有は導電性の低下を招きやすく、またＳｉは易酸化性元素であることから鋳造性の低下を招きやすい。このため、Ｓｉを含有させる場合は１質量％以下の含有量範囲とする。上記の作用を十分に得るには０.０１質量％以上のＳｉ含有量を確保することが望ましく、特に０.０５〜０.５質量％の範囲に調整することが一層好ましい。

Ｆｅは、固溶強化作用、鋳造中の脱酸作用、鋳造組織の微細化作用を有する。これらの作用を十分に発揮させるには、０.０１質量％以上のＦｅ含有量を確保することが好ましい。ただし、Ｆｅは酸化されやすい元素であり、２.０質量％を超えると鋳造性が著しく低下する。このため、Ｆｅを含有させる場合は２質量％以下の含有量とする必要があり、１質量％以下とすることがより好ましい。

その他の元素として、必要に応じてＣｏ、Ｃｒ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｂ、Ｐ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｖ等を含有させることができる。例えば、Ｃｏ、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作用を有するので、熱間加工性の改善に寄与しうる。Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｇ、Ａｌ、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より効果的である。ただし、多量に含有させると熱間加工性や冷間加工性をに悪影響を与え、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％以下の範囲がさらに一層好ましい。

《製造法》
以上のような本発明の銅合金板材は、特別な製造工程が必要なく、製造コストの低い一般的な黄銅と同様な工程で作ることができる。例えば以下のような製造工程が採用できる。
「溶解・鋳造→熱間圧延→冷間圧延→再結晶焼鈍→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しなければ本発明の特異な結晶配向を実現することはできない。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。原料を溶解するに際して、雰囲気は大気雰囲気で十分であるが、不活性ガスでシ−ルした方が酸化防止の面から好ましい。ただし、還元ガス雰囲気の場合は高温になると水分の分解による水素の吸収や拡散が生じやすいので、還元ガス雰囲気はあまり適していない。

〔熱間圧延〕
通常、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｎ系銅合金の熱間圧延は、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を図るために、６５０℃以上あるいは７００℃以上の高温域で行われる。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、９００℃〜６００℃の温度域で最初の圧延パスを実施し、かつ６００℃未満〜３００℃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（熱間圧延と温間圧延の作用を組み合わせた熱間圧延条件）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６００℃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、９００℃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、９００〜６００℃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６００℃未満〜３００℃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、後工程の「冷間圧延＋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が形成されやすくなる。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、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）
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実施して、６００℃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（３）式により、（１２０−３０）／１２０×１００＝７５（％）である。また、６００℃未満〜３００℃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、再結晶焼鈍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、次工程で再結晶焼鈍を施すことにより、｛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、再結晶焼鈍前に、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、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。

〔再結晶焼鈍〕
従来の再結晶焼鈍は「再結晶化」を主目的とするが、本発明ではさらに「｛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。この再結晶焼鈍は、３５０〜６５０℃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、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となるように３５０〜６５０℃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やすい。再結晶粒径は、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、予め実験によりそれぞれの合金について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くことにより、３５０〜６５０℃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、３５０〜６５０℃の温度で数秒〜数時間保持する加熱条件において適正条件を設定できる。

〔仕上げ冷間圧延〕
仕上げ冷間圧延は強度レベルの向上のために必要である。仕上げ冷間圧延率が低すぎると強度が低くなる。ただし、仕上げ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３０〜８０％の範囲で行うことが望ましい。４０〜７０％の範囲とすることがより好ましい。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。最終的な板厚としては概ね０.０５〜１.０ｍｍが適用され、０.１〜０.８ｍｍ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耐応力腐食割れ特性や曲げ加工性の向上、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。特に、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｎ系合金の場合、適正な温度範囲内での低温焼鈍により、低温焼鈍硬化の効果が得られる。加熱温度は材温が１５０〜４５０℃となるように設定することが望ましい。これにより強度、耐応力腐食割れ特性、曲げ加工性と耐応力緩和特性を同時に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５秒以上確保することが望ましく、通常１時間以内の範囲で良好な結果が得られる。

《コネクタ端子への加工》
上述の特異な結晶配向を有する銅合金板材を用いた板状素材（リフローＳｎめっき等の表面処理を施したものであっても構わない）を被加工材に用いて、例えば連続プレス成形により、コネクタ端子が製造される。プレスとは、一般に上下一対の金型を用い、金型間に被加工材を挟んで成形加工する加工法である。連続プレス成形とは、複数台の独立したプレスを連続して配置しその間に被加工材を搬送する送り装置を配置したタンデムプレスや、複数台のプレスと送り装置を一体化したトランスファプレスを用いて、型抜き、ノッチング、曲げといった複数工程の加工を連続して行い、端子を成形する方法である。

図１に、銅合金板材の条を連続プレス成形することにより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。各々のコネクタ端子部分１０はまだパイロット部１１でつながっている。このコネクタ端子は雌型であり、各端子は箱部２１と圧着部２２を有している。箱部２１は箱曲げ部３１の部分で折り曲げられることによって形成され、箱部２１の内部にはバネ部３２がある。コネクタ端子を連続プレス成形する場合、この図に示されるように、コネクタ端子の長手方向が被加工材である銅合金板材の条の長手方向（ＬＤ）に対して直角方向（ＴＤ）になるように配置されることが多い（いわゆる「横連鎖方式」）。このほか、コネクタ端子の長手方向がＬＤに一致するような配置で連続プレス成形を行うこともある（いわゆる「縦連鎖方式」）。

雄型コネクタ端子のタブ部や雌型コネクタ端子の箱部を成形する場合には、その曲げ加工に「ノッチング後曲げ加工法」を適用する。横連鎖方式でコネクタ端子を成形する場合、端子のタブ部や箱部を形成するための曲げ加工に必要なノッチの方向（すなわち溝に対して平行な方向）はＴＤとなり、被加工材の強度にもよるが、板厚に対して１／７〜１／２の深さのノッチを入れることにより、端子のタブ部や箱部を寸法精度良く成形することができる。

上述の特異な結晶配向に調整された銅合金板材を被加工材として使用すれば、例えば板厚０.０８〜０.３０ｍｍといった薄い板材を用いて割れを発生させることなくコネクタ端子のタブ部や箱部を成形することが可能であり、従来の銅合金板材では安定して健全な部品に成形できなかったような小型のコネクタ端子を得ることができる。

表１に示す銅合金を溶製し、縦型の小型連続鋳造機を用いて鋳造した。得られた鋳片（厚さ５０ｍｍ）を８５０℃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、６００℃以上の温度域での圧延率が６０％以上となり、かつ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。熱間圧延の最終パス温度は一部の比較例を除き５００℃〜３００℃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、再結晶焼鈍に供した。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。一部の比較例を除いて、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と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℃の温度域での保持時間を１０秒〜１０分の範囲で調整した。続いて、上記再結晶焼鈍後の板材に対して、種々の圧延率で仕上げ冷間圧延を施し、次いで３００℃の炉中に５分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.２１〜２５）について、通常の製造方法として、熱間圧延後、再結晶焼鈍前の冷間圧延において、板厚を５０％減少した時点で５００℃×３時間の中間焼鈍を施した。
さらに、市販の代表的な黄銅１種（Ｃ２６００−Ｈ０８、板厚０.２ｍｍ）とばね用リン青銅（Ｃ５２１０−Ｈ０６、板厚０.２ｍｍ）を入手して供試材に加えた（Ｎｏ.３３と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、機械的特性（引張強さ、０.２％耐力、ヤング率）、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、耐応力腐食割れ特性、コネクタ端子成形性を以下の方法で調べた。

〔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。
〔機械的特性〕
各供試材からＬＤおよびＴＤの引張試験片（ＪＩＳ ５号）を採取し、試験数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、０.２耐力、ヤング率を求めた。

〔応力緩和率〕
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）

〔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とも試験数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。

〔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３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４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５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。各供試材とも試験数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。

〔耐応力腐食割れ特性〕
各供試材から長手方向がＬＤの曲げ試験片（幅１０ｍｍ）を採取し、上記の応力緩和率の測定と同様に、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。応力腐食割れ試験は、この状態の試験片を１２.５％のアンモニア水を入れたデシケ−タ内に保持することによって行った。暴露時間は１０分単位とし、１５０分まで試験した。暴露後に各時間の試験片を取り出し、必要に応じて皮膜を酸洗除去し、光学顕微鏡により１００倍の倍率で割れの有無を観察した。そして、最も短時間で割れが生じた試験片の暴露時間より１０分短い時間を応力腐食割れ寿命とした。この試験による応力腐食割れ寿命が６０分以上のものは従来の黄銅１種に対して３倍以上の応力腐食割れ寿命を有すると判断され、合格と判定した。

〔コネクタ端子の成形性〕
各銅合金板材にリフローＳｎめっき（めっき厚１.０μｍ，Ｃｕ下地層厚さ０.７μｍ）を施したものから、図１に示す形状の雌型コネクタ端子（口径０.６４ｍｍ）を連続プレスにて横連鎖方式で作製した。ただし、雌型コネクタ端子の箱曲げ部では、曲げ加工前に図２に示す断面形状で深さ３０μｍのノッチング（溝付け）を行った後、曲げ加工を実施した。なお、このリフローＳｎめっき後の銅合金板材については、金属組織（Ｘ線回折強度比および平均結晶粒径）がリフローＳｎめっき前と変わらないことを確認している。

得られた雌型コネクタ端子の箱曲げ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、箱曲げ部で破断したものは「破」と表示した。調査はｎ＝３で実施し、ｎ＝３のうち最も悪い結果となったコネクタ端子の成績を採用して「○」、「×」、「破」の評価を行い、これが○評価のものを合格と判定した。

これらの結果を表２、表３に示す。表２、表３中の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）式および（２）式を満たす結晶配向を有し、通常の曲げ加工性、ノッチング後の曲げ加工性に優れるとともに、耐応力緩和特性およびコネクタ端子成形性にも優れている。導電率２０％ＩＡＣＳ以上、ヤング率１２０ｋＮ／ｍｍ²以下の特性も具備している。特に、仕上げ圧延率を３０％以上としたものではＬＤ、ＴＤとも引張強さ６５０Ｎ／ｍｍ²以上、０.２％耐力６００Ｎ／ｍｍ²以上という高強度特性を兼ね備えている。

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.１〜５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６００℃以上または６５０℃以上としたものや、熱間圧延後、再結晶焼鈍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.２６〜２８はＺｎまたはＳｎ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ＺｎとＳｎの含有量が低すぎたことにより、仕上げ冷間圧延率を９０％以上に高くしても、強度レベルが低い。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が改善されなかった。Ｎｏ.２７はＳｎの含有量が高すぎたので、熱間圧延途中に激しい割れが発生し、評価できるサンプルを取れなかった。Ｎｏ.２８はＺｎの含有量が高すぎたのでβ相が生成し、熱間圧延途中に割れは発生しないものの、仕上げ圧延後期に激しい割れが発生し、評価できるサンプルを取れなかった。

比較例Ｎｏ.２９〜３１は再結晶焼鈍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.２９は再結晶焼鈍温度が７７０℃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。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た。Ｎｏ.３０は逆に再結晶焼鈍温度が２５０℃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.３１は曲げ加工性の向上を図るべく再結晶焼鈍時の保持温度を調整して平均結晶粒径を３μｍ程度の微細なものにした例である。この場合、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しまった。

比較例Ｎｏ.３２は仕上げ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、強度は高いものの曲げ加工性が著しく悪くなった。

比較例Ｎｏ.３３、３４は市販の黄銅１種（Ｃ２６０００−Ｈ０８）、ばね用りん青銅（Ｃ５２１００−Ｈ０６）であり、これらは同系合金のなかでも高強度に調整された質別のものである。これら市販の材料は｛４２０｝を主方位成分とする結晶配向が弱く、良好な曲げ加工性を有していない。したがって、コネクタ端子への成形性に劣る。

銅合金板材の条を連続プレス成形することにより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。 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。 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。

符号の説明

１０ コネクタ端子部分
１１ パイロット部
２１ 箱部
２２ 圧着部
３１ 箱曲げ部
３２ バネ部

Claims (10)

1. 質量％で、Ｚｎ：１０〜３７％、Ｓｎ：０.１〜４％、残部Ｃｕおよび不可避的不純物からなる組成を有し、下記（１）式および（２）式を満たす結晶配向を有し、平均結晶粒径が１０〜６０μｍである銅合金板材。
   Ｉ｛４２０｝／Ｉ₀｛４２０｝＞０.８ ……（１）
   １.０≦Ｉ｛２２０｝／Ｉ ₀ ｛２２０｝≦３.５ ……（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。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、Ｉ ₀ ｛２２０｝は純銅標準粉末の｛２２０｝結晶面のＸ線回折強度である。
2. さらに、Ｎｉ：２％以下、Ｆｅ：２％以下、Ｓｉ：１％以下の１種以上を含有する組成を有する請求項１に記載の銅合金板材。
3. さらに、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｇ、Ａｌ、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または２に記載の銅合金板材。
4. 引張強さが６５０Ｎ／ｍｍ²以上、ヤング率が１３０ｋＮ／ｍｍ²以下、導電率が２０％ＩＡＣＳ以上、応力緩和率が２０％以下である請求項１〜３のいずれかに記載の銅合金板材。
5. ９００〜３００℃での熱間圧延、圧延率８５％以上の冷間圧延、３５０〜６５０℃での再結晶焼鈍、圧延率３０〜８０％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、９００〜６００℃の温度域で最初の圧延パスを実施し、かつ６００℃未満〜３００℃の温度域で圧延率４０％以上の圧延を行う請求項１〜４のいずれかに記載の銅合金板材の製造法。
6. 熱間圧延工程において、９００〜６００℃の温度域で圧延率６０％以上の圧延を行う請求項５に記載の銅合金板材の製造法。
7. 再結晶焼鈍工程において、再結晶焼鈍後の平均結晶粒径が１０〜６０μｍとなるように、３５０〜６５０℃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５または６に記載の銅合金板材の製造法。
8. 仕上げ冷間圧延後に、１５０〜４５０℃の低温焼鈍を施す請求項５〜７のいずれかに記載の銅合金板材の製造法。
9. 請求項１〜４のいずれかに記載の銅合金板材を用いた板状素材を加工してなるコネクタ。
10. 請求項１〜４のいずれかに記載の銅合金板材を用いた板状素材を加工してなるリードフレーム、リレーまたはスイッチ。

Images