JP5876995B2 - 強度、曲げ加工性、応力緩和特性、疲労特性に優れる銅合金板材 - Google Patents
強度、曲げ加工性、応力緩和特性、疲労特性に優れる銅合金板材 Download PDFInfo
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Description
本発明は銅合金板材およびその製造方法に関し、詳しくは車載部品用や電気・電子機器用のリードフレーム、コネクタ、端子材、リレー、スイッチ、ソケットなどに適用される銅合金板材およびその製造方法に関する。
車載部品用や電気・電子機器用のリードフレーム、コネクタ、端子材、リレー、スイッチ、ソケットなどの用途に使用される銅合金板材に要求される特性項目としては、例えば、導電率、耐力（降伏応力）、引張強度、曲げ加工性、応力緩和特性などがある。近年、電気・電子機器の小型化、軽量化、高機能化、高密度実装化や、使用環境の高温化に伴って、これらの要求特性のレベルが高まっている。
特に端子の小型化に伴い、接点部分やバネ部分に施される曲げ加工時の曲げ半径は小さくなり、材料には、より優れた曲げ加工性が求められるとともに、高い強度が必要とされる。一般的に強度と曲げ加工性はトレードオフの関係にあり、材料を高強度化すると曲げ加工時にクラックが発生する問題が生じる。また、自動車のエンジン回りやＬＥＤのランプ周りなど高温化で使用される端子については、より優れた応力緩和特性が求められるとともに、コネクタの繰り返しの脱着時にもクラックの生じない疲労特性も要求されている。小型コネクタは、ＢＷ曲げ（Ｂａｄ Ｗａｙ：曲げ軸が圧延並行方向に対して平行となる曲げ）が行われることが多く、具体的には、ＢＷ曲げの曲げ加工性、ＢＷ方向の強度、応力緩和特性、疲労特性を向上させることが求められている。
強度と曲げ加工性を向上させるために、これまでに多くの提案がなされている。特許文献１では、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金において、結晶粒径と、｛３１１｝、｛２２０｝、｛２００｝面からのＸ線回折強度がある条件を満たす様な結晶方位の場合に、曲げ加工性が優れることが見出されている。また、特許文献２では、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金において、｛２００｝面および｛２２０｝面からのＸ線回折強度がある条件を満足する結晶方位の場合に、曲げ加工性が優れることが見出されている。また、特許文献３では、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金において、Ｃｕｂｅ方位｛１００｝＜００１＞の割合の制御によって曲げ加工性が優れることが見出されている。その他、特許文献４〜８においても、種々の原子面についてのＸ線回折強度で規定された曲げ加工性に優れる材料が提案されている。特許文献４では、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金において、｛２００｝面からのＸ線回折強度が、｛１１１｝面、｛２００｝面、｛２２０｝面及び｛３１１｝面からのＸ線回折強度に対してある条件を満足する結晶方位の場合に、曲げ加工性が優れることが見出されている。特許文献５では、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金において、｛４２０｝面および｛２２０｝面からのＸ線回折強度がある条件を満足する結晶方位の場合に、曲げ加工性が優れることが見出されている。特許文献６では、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金において、｛１２３｝＜４１２＞方位に関してある条件を満足する結晶方位の場合に、曲げ加工性が優れることが見出されている。特許文献７では、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金において、｛１１１｝面、｛３１１｝面及び｛２２０｝面からのＸ線回折強度がある条件を満足する結晶方位の場合に、Ｂａｄ Ｗａｙの曲げ加工性が優れることが見出されている。また、特許文献８では、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金において、｛２００｝面、｛３１１｝面及び｛２２０｝面からのＸ線回折強度がある条件を満足する結晶方位の場合に、曲げ加工性が優れることが見出されている。
応力緩和特性については、特許文献９において、結晶粒の形状制御により向上できることが見出されている。疲労特性については、特許文献１０において、析出粒子を制御することで疲労特性を向上させることができることが見出されている。しかしながら、上記の発明例においても、強度、曲げ加工性、応力緩和特性、疲労特性のすべてにおいて優れるという観点からは、さらなる改善の余地があった。
本発明の目的は、曲げ加工性、強度、応力緩和特性、及び疲労特性に優れ、電気・電子機器用のリードフレーム、コネクタ、端子材等、自動車車載用などのコネクタや端子材、リレー、スイッチなどに適した銅合金板材およびその製造方法を提供することにある。
本発明者らは、まずコルソン合金において結晶粒径を粗大化させることで応力緩和特性を向上させることができることを確認した。しかしながら、結晶粒の粗大化は、曲げ加工時に粒界割れを引き起こし、曲げ性が悪化する問題、また、疲労特性を悪化させる問題が生じた。我々はこの課題に対して、種々検討を重ね、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ：電子後方散乱回折）法によって特徴付けられる、Ｃｕｂｅ方位を増加させ、なおかつ、ＢＲ方位を低減することにより、曲げ加工時のクラックが抑制されるとともに、圧延方向に垂直の方向の疲労特性を改善できることを見出した。本発明は、これらの知見に基づきなされるに至ったものである。
すなわち、本発明は、以下の解決手段を提供する。
すなわち、本発明は、以下の解決手段を提供する。
（１）Ｎｉ：３．２〜６．０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．２〜１．５ｍａｓｓ％を含み、Ｓｎ：０．０５〜２．０ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．０２〜１．０ｍａｓｓ％、及びＺｎ：０．０５〜２．０ｍａｓｓ％からなる群から選ばれる元素を一つ以上含み、残部Ｃｕおよび不可避的不純物からなる銅合金であって、ＥＢＳＤ法による測定における結晶方位解析において、
Ｃｕｂｅ方位｛１００｝＜００１＞の面積率が３％以上、かつ
ＢＲ方位｛３６２｝＜８−５３＞の面積率が１５％以下
であることを特徴とする、強度、曲げ加工性、応力緩和特性、疲労特性に優れる銅合金板材。
（２）Ｎｉ：３．２〜６．０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．２〜１．５ｍａｓｓ％を含み、Ｓｎ：０．０５〜２．０ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．０２〜１．０ｍａｓｓ％、及びＺｎ：０．０５〜２．０ｍａｓｓ％からなる群から選ばれる元素を一つ以上含み、さらにＣｒ：０．０３〜１．０ｍａｓｓ％を含み、残部Ｃｕおよび不可避的不純物からなる銅合金であって、ＥＢＳＤ法による測定における結晶方位解析において、
Ｃｕｂｅ方位｛１００｝＜００１＞の面積率が３％以上、かつ
ＢＲ方位｛３６２｝＜８−５３＞の面積率が１５％以下
であることを特徴とする、強度、曲げ加工性、応力緩和特性、疲労特性に優れる銅合金板材。
（３）Ｎｉ：３．２〜６．０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．２〜１．５ｍａｓｓ％を含み、残部Ｃｕおよび不可避的不純物からなる銅合金素材に、鋳造、熱間圧延、冷間圧延１、４００〜７００℃で５秒〜２０時間の中間焼鈍、圧延率３〜８０％の冷間圧延２、溶体化熱処理、時効熱処理、仕上げ冷間圧延、低温焼鈍の各工程をこの順に施し、さらに、上記熱間圧延後に４００℃〜８００℃で５秒〜２０時間熱処理をする工程を行い、ＥＢＳＤ法による測定における結晶方位解析において、
Ｃｕｂｅ方位｛１００｝＜００１＞の面積率が３％以上、かつ
ＢＲ方位｛３６２｝＜８−５３＞の面積率が１５％以下
であることを特徴とする、強度、曲げ加工性、応力緩和特性、疲労特性に優れる銅合金板材を得ることを特徴とする銅合金板材の製造方法。
（４）Ｎｉ：３．２〜６．０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．２〜１．５ｍａｓｓ％を含み、Ｓｎ：０．０５〜２．０ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．０２〜１．０ｍａｓｓ％、及びＺｎ：０．０５〜２．０ｍａｓｓ％からなる群から選ばれる元素を一つ以上含み、残部Ｃｕおよび不可避的不純物からなる銅合金素材に、鋳造、熱間圧延、冷間圧延１、４００〜７００℃で５秒〜２０時間の中間焼鈍、圧延率３〜８０％の冷間圧延２、溶体化熱処理、時効熱処理、仕上げ冷間圧延、低温焼鈍の各工程をこの順に施し、さらに、上記熱間圧延後に４００℃〜８００℃で５秒〜２０時間熱処理をする工程を行うことを特徴とする（１）項に記載の銅合金板材の製造方法。
（５）Ｎｉ：３．２〜６．０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．２〜１．５ｍａｓｓ％を含み、Ｓｎ：０．０５〜２．０ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．０２〜１．０ｍａｓｓ％、及びＺｎ：０．０５〜２．０ｍａｓｓ％からなる群から選ばれる元素を一つ以上含み、Ｃｒ：０．０３〜１．０ｍａｓｓ％を含み、残部Ｃｕおよび不可避的不純物からなる銅合金素材に、鋳造、熱間圧延、冷間圧延１、４００〜７００℃で５秒〜２０時間の中間焼鈍、圧延率３〜８０％の冷間圧延２、溶体化熱処理、時効熱処理、仕上げ冷間圧延、低温焼鈍の各工程をこの順に施し、さらに、上記熱間圧延後に４００℃〜８００℃で５秒〜２０時間熱処理をする工程を行うことを特徴とする（２）項に記載の銅合金板材の製造方法。
Ｃｕｂｅ方位｛１００｝＜００１＞の面積率が３％以上、かつ
ＢＲ方位｛３６２｝＜８−５３＞の面積率が１５％以下
であることを特徴とする、強度、曲げ加工性、応力緩和特性、疲労特性に優れる銅合金板材。
（２）Ｎｉ：３．２〜６．０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．２〜１．５ｍａｓｓ％を含み、Ｓｎ：０．０５〜２．０ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．０２〜１．０ｍａｓｓ％、及びＺｎ：０．０５〜２．０ｍａｓｓ％からなる群から選ばれる元素を一つ以上含み、さらにＣｒ：０．０３〜１．０ｍａｓｓ％を含み、残部Ｃｕおよび不可避的不純物からなる銅合金であって、ＥＢＳＤ法による測定における結晶方位解析において、
Ｃｕｂｅ方位｛１００｝＜００１＞の面積率が３％以上、かつ
ＢＲ方位｛３６２｝＜８−５３＞の面積率が１５％以下
であることを特徴とする、強度、曲げ加工性、応力緩和特性、疲労特性に優れる銅合金板材。
（３）Ｎｉ：３．２〜６．０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．２〜１．５ｍａｓｓ％を含み、残部Ｃｕおよび不可避的不純物からなる銅合金素材に、鋳造、熱間圧延、冷間圧延１、４００〜７００℃で５秒〜２０時間の中間焼鈍、圧延率３〜８０％の冷間圧延２、溶体化熱処理、時効熱処理、仕上げ冷間圧延、低温焼鈍の各工程をこの順に施し、さらに、上記熱間圧延後に４００℃〜８００℃で５秒〜２０時間熱処理をする工程を行い、ＥＢＳＤ法による測定における結晶方位解析において、
Ｃｕｂｅ方位｛１００｝＜００１＞の面積率が３％以上、かつ
ＢＲ方位｛３６２｝＜８−５３＞の面積率が１５％以下
であることを特徴とする、強度、曲げ加工性、応力緩和特性、疲労特性に優れる銅合金板材を得ることを特徴とする銅合金板材の製造方法。
（４）Ｎｉ：３．２〜６．０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．２〜１．５ｍａｓｓ％を含み、Ｓｎ：０．０５〜２．０ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．０２〜１．０ｍａｓｓ％、及びＺｎ：０．０５〜２．０ｍａｓｓ％からなる群から選ばれる元素を一つ以上含み、残部Ｃｕおよび不可避的不純物からなる銅合金素材に、鋳造、熱間圧延、冷間圧延１、４００〜７００℃で５秒〜２０時間の中間焼鈍、圧延率３〜８０％の冷間圧延２、溶体化熱処理、時効熱処理、仕上げ冷間圧延、低温焼鈍の各工程をこの順に施し、さらに、上記熱間圧延後に４００℃〜８００℃で５秒〜２０時間熱処理をする工程を行うことを特徴とする（１）項に記載の銅合金板材の製造方法。
（５）Ｎｉ：３．２〜６．０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．２〜１．５ｍａｓｓ％を含み、Ｓｎ：０．０５〜２．０ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．０２〜１．０ｍａｓｓ％、及びＺｎ：０．０５〜２．０ｍａｓｓ％からなる群から選ばれる元素を一つ以上含み、Ｃｒ：０．０３〜１．０ｍａｓｓ％を含み、残部Ｃｕおよび不可避的不純物からなる銅合金素材に、鋳造、熱間圧延、冷間圧延１、４００〜７００℃で５秒〜２０時間の中間焼鈍、圧延率３〜８０％の冷間圧延２、溶体化熱処理、時効熱処理、仕上げ冷間圧延、低温焼鈍の各工程をこの順に施し、さらに、上記熱間圧延後に４００℃〜８００℃で５秒〜２０時間熱処理をする工程を行うことを特徴とする（２）項に記載の銅合金板材の製造方法。
本発明の銅合金板材は、曲げ加工性に優れ、優れた強度を有し、かつ、応力緩和特性、疲労特性にも優れ、電気・電子機器用のリードフレーム、コネクタ、端子材等、自動車車載用などのコネクタや端子材、リレー、スイッチなどに好適である。
また、本発明の銅合金板材の製造方法は、上記の曲げ加工性に優れ、優れた強度を有し、かつ、応力緩和特性、疲労特性にも優れ、電気・電子機器用のリードフレーム、コネクタ、端子材等、自動車車載用などのコネクタや端子材、リレー、スイッチなどに好適な銅合金板材を製造する方法として好適なものである。
また、本発明の銅合金板材の製造方法は、上記の曲げ加工性に優れ、優れた強度を有し、かつ、応力緩和特性、疲労特性にも優れ、電気・電子機器用のリードフレーム、コネクタ、端子材等、自動車車載用などのコネクタや端子材、リレー、スイッチなどに好適な銅合金板材を製造する方法として好適なものである。
本発明の銅合金板材の好ましい実施の態様について、詳細に説明する。ここで、「銅合金材料」とは、銅合金素材が所定の形状（例えば、板、条、箔、棒、線など）に加工されたものを意味する。そのなかで板材とは、特定の厚みを有し形状的に安定しており面方向に広がりをもつものを指し、広義には条材や、板を管状にした管状材を含む意味である。ここで、板材において、「材料表層」とは、「板表層」を意味し、「材料の深さ位置」とは、「板厚方向の位置」を意味する。板材の厚さは特に限定されないが、本発明の効果が一層よく顕れ実際的なアプリケーションに適合することを考慮すると、８〜８００μｍが好ましく、５０〜４００μｍがより好ましい。
銅合金板材の曲げ加工時のクラックが発生する原因を明らかにするために、本発明者らは、曲げ変形した後の材料の金属組織を詳細に調査した。その結果、基体材料は均一に変形しているのではなく、特定の結晶方位の領域のみに変形が集中し、不均一な変形が進行することが観察された。そして、その不均一変形により、曲げ加工した後の基体材料表面には、数μｍの深さのシワや、微細なクラックが発生することが解った。そして、Ｃｕｂｅ方位が多い場合に、不均一な変形が抑制され、基体材料の表面に発生するシワが低減され、クラックが抑制されることが解った。
また、疲労破壊のメカニズムを鋭意検討した結果、ＢＲ方位は圧延方向の垂直方向のＳｆが高く、優先的に局所変形が生じやすく、他の結晶方位に比べて破壊の起点となりやすいことが明らかとなった。そして、ＢＲ方位を低減させることで疲労特性を向上させることができることを見出した。
さらに、このことにより他の特性を維持しつつ応力緩和特性を向上させることができることが解った。
また、疲労破壊のメカニズムを鋭意検討した結果、ＢＲ方位は圧延方向の垂直方向のＳｆが高く、優先的に局所変形が生じやすく、他の結晶方位に比べて破壊の起点となりやすいことが明らかとなった。そして、ＢＲ方位を低減させることで疲労特性を向上させることができることを見出した。
さらに、このことにより他の特性を維持しつつ応力緩和特性を向上させることができることが解った。
（ＥＢＳＤ測定による規定）
ＥＢＳＤ法で規定される、Ｃｕｂｅ方位｛１ ０ ０｝＜０ ０ １＞の面積率が３％以上でかつ、ＢＲ方位｛３６ ２｝＜８ −５ ３＞の面積率が１５％以下のときに、上記の効果が得られる。Ｃｕｂｅ方位は更に好ましくは１０％以上、最も好ましくは２０％以上である。上限は特に設けないが、５０％以上の場合には強度が低下する場合があり、必要な強度に応じて、５０％未満にすることが必要である。
ＢＲ方位は更に好ましくは１０％以下、最も好ましくは７％以下である。従来、これらの方位を有する原子面の面積率を同時に制御したものは知られていない。特に、ＢＲ方位はコルソン合金の金属組織において、代表的な再結晶方位の中で、最も回復および成長の速い方位であり、従来、ＢＲ方位を低減させることは困難であった。しかし、熱間圧延の後に熱処理を施し、固溶原子を析出させた後に、冷間圧延（以下、冷間圧延１とする）、中間焼鈍、冷間圧延（以下、冷間圧延２とする）を施し、溶体化を実施すると、再結晶集合組織のＣｕｂｅ方位を制御しつつＢＲ方位が抑えられることを見出した。このメカニズムは明らかでないが、冷間圧延１の前に固溶原子を析出させたために、冷間圧延１で生じる圧延集合組織が変化したため、溶体化後の再結晶集合組織に変化が生じたと考えられる。
ＥＢＳＤ法で規定される、Ｃｕｂｅ方位｛１ ０ ０｝＜０ ０ １＞の面積率が３％以上でかつ、ＢＲ方位｛３６ ２｝＜８ −５ ３＞の面積率が１５％以下のときに、上記の効果が得られる。Ｃｕｂｅ方位は更に好ましくは１０％以上、最も好ましくは２０％以上である。上限は特に設けないが、５０％以上の場合には強度が低下する場合があり、必要な強度に応じて、５０％未満にすることが必要である。
ＢＲ方位は更に好ましくは１０％以下、最も好ましくは７％以下である。従来、これらの方位を有する原子面の面積率を同時に制御したものは知られていない。特に、ＢＲ方位はコルソン合金の金属組織において、代表的な再結晶方位の中で、最も回復および成長の速い方位であり、従来、ＢＲ方位を低減させることは困難であった。しかし、熱間圧延の後に熱処理を施し、固溶原子を析出させた後に、冷間圧延（以下、冷間圧延１とする）、中間焼鈍、冷間圧延（以下、冷間圧延２とする）を施し、溶体化を実施すると、再結晶集合組織のＣｕｂｅ方位を制御しつつＢＲ方位が抑えられることを見出した。このメカニズムは明らかでないが、冷間圧延１の前に固溶原子を析出させたために、冷間圧延１で生じる圧延集合組織が変化したため、溶体化後の再結晶集合組織に変化が生じたと考えられる。
本明細書における結晶方位の表示方法は、材料の圧延方向（ＲＤ）をＸ軸、板幅方向（ＴＤ）をＹ軸、圧延法線方向（ＮＤ）をＺ軸の直角座標系を取り、材料中の各領域がＺ軸に垂直な（圧延面に平行な）結晶面の指数（ｈ ｋ ｌ）と、Ｘ軸に平行な結晶方向の指数[ｕ ｖ ｗ]とを用いて、（ｈ ｋ ｌ）[ｕ ｖ ｗ]の形で示す。また、（１ ３ ２）[６ −４ ３]と（２ ３ １）[３ −４ ６]などのように、銅合金の立方晶の対称性のもとで等価な方位については、ファミリーを表すカッコ記号を使用し、{ｈ ｋ ｌ}＜ｕ ｖ ｗ＞と示す。本発明における６種類の方位は、上記の様な指数でそれぞれ示される。
本発明における上記結晶方位の解析には、ＥＢＳＤ法を用いた。ＥＢＳＤとは、Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ（電子後方散乱回折）の略で、走査電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＳＥＭ）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）を利用した結晶方位解析技術のことである。本発明においては、結晶粒を２００個以上含む、１２００μｍ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。
本発明においては、前記Ｃｕｂｅ方位、ＢＲ方位の各集合組織方位成分をもつ結晶粒とその原子面の面積を、以下に述べる所定のずれ角度の範囲内にあるかどうかで規定する。
上記指数で示される理想方位からのずれ角度については、（ｉ）各測定点の結晶方位と、（ｉｉ）対象となる理想方位としてのＢＲ、ＲＤＷ、Ｃｕｂｅ、Ｃｏｐｐｅｒ、Ｓ、Ｂｒａｓｓのいずれかの方位とについて、（ｉ）と（ｉｉ）に共通の回転軸を中心に回転角を計算し、そのずれ角度とした。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。前記共通の回転軸は４０以下の３つの整数であるが、その内で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第一位までを有効数字とし、ＢＲ方位、ＲＤＷ方位、Ｃｕｂｅ方位、Ｃｏｐｐｅｒ方位、Ｓ方位、Ｂｒａｓｓ方位のそれぞれ前記ずれ角から１０°以下の方位を持つ結晶粒の面積を全測定面積で除し、それぞれの方位の原子面の面積率とした。
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、本明細書中では面積率として記載した。
結晶方位の解析にＥＢＳＤ測定を用いることにより、従来のＸ線回折法による板面方向（ＮＤ）に対する特定原子面の集積の測定とは大きく異なり、三次元方向のより完全に近い結晶方位情報がより高い分解能で得られるため、曲げ加工性を支配する結晶方位について全く新しい知見を獲得することができる。
本発明においては、前記Ｃｕｂｅ方位、ＢＲ方位の各集合組織方位成分をもつ結晶粒とその原子面の面積を、以下に述べる所定のずれ角度の範囲内にあるかどうかで規定する。
上記指数で示される理想方位からのずれ角度については、（ｉ）各測定点の結晶方位と、（ｉｉ）対象となる理想方位としてのＢＲ、ＲＤＷ、Ｃｕｂｅ、Ｃｏｐｐｅｒ、Ｓ、Ｂｒａｓｓのいずれかの方位とについて、（ｉ）と（ｉｉ）に共通の回転軸を中心に回転角を計算し、そのずれ角度とした。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。前記共通の回転軸は４０以下の３つの整数であるが、その内で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第一位までを有効数字とし、ＢＲ方位、ＲＤＷ方位、Ｃｕｂｅ方位、Ｃｏｐｐｅｒ方位、Ｓ方位、Ｂｒａｓｓ方位のそれぞれ前記ずれ角から１０°以下の方位を持つ結晶粒の面積を全測定面積で除し、それぞれの方位の原子面の面積率とした。
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、本明細書中では面積率として記載した。
結晶方位の解析にＥＢＳＤ測定を用いることにより、従来のＸ線回折法による板面方向（ＮＤ）に対する特定原子面の集積の測定とは大きく異なり、三次元方向のより完全に近い結晶方位情報がより高い分解能で得られるため、曲げ加工性を支配する結晶方位について全く新しい知見を獲得することができる。
なお、ＥＢＳＤ測定にあたっては、鮮明な菊地線回折像を得るために、機械研磨の後に、コロイダルシリカの砥粒を使用して、基体表面を鏡面研磨した後に、測定を行うことが好ましい。また、測定は板表面から行った。
（合金組成等）
・Ｎｉ，Ｓｉ
本発明のコネクタ用材料としては、銅合金が用いられる。コネクタに要求される導電性、機械的強度および耐熱性を有し、本発明の特定の結晶方位集積関係を満たす面積率を得るうえで、コルソン系合金(Cu-Ni-Si系合金)を含む析出型合金を用いる。
これは、りん青銅や黄銅などの固溶型合金では、熱処理中の結晶粒成長においてＣｕｂｅ方位粒成長の核となる、冷間圧延材中のＣｕｂｅ方位をもつ微少領域が減少するためである。これは、りん青銅や黄銅などの積層欠陥エネルギーが低い系では、冷間圧延中に剪断帯が発達し易いためである。
・Ｎｉ，Ｓｉ
本発明のコネクタ用材料としては、銅合金が用いられる。コネクタに要求される導電性、機械的強度および耐熱性を有し、本発明の特定の結晶方位集積関係を満たす面積率を得るうえで、コルソン系合金(Cu-Ni-Si系合金)を含む析出型合金を用いる。
これは、りん青銅や黄銅などの固溶型合金では、熱処理中の結晶粒成長においてＣｕｂｅ方位粒成長の核となる、冷間圧延材中のＣｕｂｅ方位をもつ微少領域が減少するためである。これは、りん青銅や黄銅などの積層欠陥エネルギーが低い系では、冷間圧延中に剪断帯が発達し易いためである。
本発明において、銅（Ｃｕ）に添加する第１の添加元素群であるニッケル（Ｎｉ）とケイ素（Ｓｉ）について、それぞれの添加量を制御することにより、Ｎｉ−Ｓｉの化合物を析出させて銅合金の強度と応力緩和特性を向上させることができる。Ｎｉの添加量が少ない場合、応力緩和特性が不十分となる。Ｎｉ添加量は、３．２〜６．０ｍａｓｓ％、好ましくは３．４〜４．２ｍａｓｓ％である。また、Ｓｉの含有量は０．２〜１．５ｍａｓｓ％、好ましくは０．３〜１．２ｍａｓｓ％である。これらの元素の合計の添加量が多すぎると導電率と曲げ加工性を低下させ、また、少なすぎると強度と応力緩和特性が不足する。
・Ｓｎ、Ｚｎ、Ｍｇ
Ｓｎ、Ｚｎ、Ｍｇは応力緩和特性を向上させる。添加効果を充分に活用し、かつ導電率を低下させないためには、Ｓｎ：０．０５〜２．０ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．０２〜１．０ｍａｓｓ％、Ｚｎ：０．０５〜２．０ｍａｓｓ％の範囲で元素を一つ以上選択することが好ましい。さらに好ましくは、Ｓｎ：０．１〜１．０ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．１〜０．５ｍａｓｓ％、Ｚｎ：０．５〜１．０ｍａｓｓ％である。複合添加するとさらに応力緩和特性が向上する。これらの添加元素が多すぎると導電率と曲げ加工性を低下させる弊害を生じる。なお、これらの添加元素が少なすぎると、これらの元素を添加した効果がほとんど発揮されず、応力緩和特性の向上が見込めない。
Ｓｎ、Ｚｎ、Ｍｇは応力緩和特性を向上させる。添加効果を充分に活用し、かつ導電率を低下させないためには、Ｓｎ：０．０５〜２．０ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．０２〜１．０ｍａｓｓ％、Ｚｎ：０．０５〜２．０ｍａｓｓ％の範囲で元素を一つ以上選択することが好ましい。さらに好ましくは、Ｓｎ：０．１〜１．０ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．１〜０．５ｍａｓｓ％、Ｚｎ：０．５〜１．０ｍａｓｓ％である。複合添加するとさらに応力緩和特性が向上する。これらの添加元素が多すぎると導電率と曲げ加工性を低下させる弊害を生じる。なお、これらの添加元素が少なすぎると、これらの元素を添加した効果がほとんど発揮されず、応力緩和特性の向上が見込めない。
・Ｃｒ
Ｃｒは析出物として合金中に生じ、強度を向上させる効果があるため、上記の元素のほかにさらに添加することができる。Ｃｒの含有量は０．０３〜１．０ｍａｓｓ％、好ましくは０．０５〜０．４ｍａｓｓ％である。少なすぎるとその効果が不十分であり、多すぎると粗大な晶出物が多数発生してしまうため、むしろ曲げ加工性を悪化させてしまう。
Ｃｒは析出物として合金中に生じ、強度を向上させる効果があるため、上記の元素のほかにさらに添加することができる。Ｃｒの含有量は０．０３〜１．０ｍａｓｓ％、好ましくは０．０５〜０．４ｍａｓｓ％である。少なすぎるとその効果が不十分であり、多すぎると粗大な晶出物が多数発生してしまうため、むしろ曲げ加工性を悪化させてしまう。
（製造方法等）
次に、Ｃｕｂｅ方位及びＢＲ方位の面積率を制御する方法について説明する。ここでは、析出型銅合金の板材（条材）を例に挙げて説明するが、固溶型合金材料、希薄系合金材料、純銅系材料に展開することが可能である。
一般に、析出型銅合金の板材（条材）の製造方法は、銅合金素材を鋳造［工程１］して鋳塊を得て、これを均質化熱処理［工程２］し、熱間圧延［工程３］、面削［工程５］、冷間圧延１［工程６］をこの順に行い薄板化し、７００〜１０２０℃の温度範囲で溶体化熱処理［工程９］を行って溶質原子を再固溶させた後に、時効析出熱処理［工程１０］と仕上げ冷間圧延［工程１１］によって必要な強度を満足させるものである。この一連の工程の中で、材料の集合組織は、中間溶体化熱処理中［工程９］に起きる再結晶によっておおよそが決定し、仕上げ圧延［工程１１］中に起きる方位の回転により、最終的に決定される。
この一般的な工程で形成されるＣｕｂｅ方位面積率は通常３％以下であり、曲げ加工性に劣る。
次に、Ｃｕｂｅ方位及びＢＲ方位の面積率を制御する方法について説明する。ここでは、析出型銅合金の板材（条材）を例に挙げて説明するが、固溶型合金材料、希薄系合金材料、純銅系材料に展開することが可能である。
一般に、析出型銅合金の板材（条材）の製造方法は、銅合金素材を鋳造［工程１］して鋳塊を得て、これを均質化熱処理［工程２］し、熱間圧延［工程３］、面削［工程５］、冷間圧延１［工程６］をこの順に行い薄板化し、７００〜１０２０℃の温度範囲で溶体化熱処理［工程９］を行って溶質原子を再固溶させた後に、時効析出熱処理［工程１０］と仕上げ冷間圧延［工程１１］によって必要な強度を満足させるものである。この一連の工程の中で、材料の集合組織は、中間溶体化熱処理中［工程９］に起きる再結晶によっておおよそが決定し、仕上げ圧延［工程１１］中に起きる方位の回転により、最終的に決定される。
この一般的な工程で形成されるＣｕｂｅ方位面積率は通常３％以下であり、曲げ加工性に劣る。
本発明の銅合金材は、冷間圧延１［工程６］と溶体化熱処理［工程９］の間に、４００〜７００℃で５秒〜２０時間の中間焼鈍［工程７］と、続いて、圧延率が３〜８０％の冷間圧延２［工程８］を加えることを特徴とする。中間焼鈍では、溶体化熱処理に対して低い温度により、完全に再結晶しておらず、部分的に再結晶している亜焼鈍組織を得ることが目的である。冷間圧延２では、比較的低い加工率の圧延によって、微視的に不均一な歪みを導入することができる。この２つの工程の効果によって、溶体化熱処理での再結晶集合組織において、Ｃｕｂｅ方位を高めることができる。中間焼鈍［工程７］のより好ましい範囲は４００〜６５０℃で１０秒〜１０時間、更に好ましい範囲は５００〜６００℃で１５秒〜５時間である。冷間圧延２［工程８］の加工率のより好ましい範囲は５〜６５％、更に好ましい範囲は７〜５０％である。
従来、上記中間焼鈍［工程７］のような熱処理は、次工程の圧延での荷重を低減するために材料を再結晶させて強度を落とすために行われている。また、圧延は板厚を薄くすることが目的であり、通常の圧延機の能力であれば８０％を超える加工率を採用するのが一般的である。本発明におけるこれら２つの工程の目的は、これら一般的な内容とは異なり、再結晶後の結晶方位に優先性を持たせるためである。
従来、上記中間焼鈍［工程７］のような熱処理は、次工程の圧延での荷重を低減するために材料を再結晶させて強度を落とすために行われている。また、圧延は板厚を薄くすることが目的であり、通常の圧延機の能力であれば８０％を超える加工率を採用するのが一般的である。本発明におけるこれら２つの工程の目的は、これら一般的な内容とは異なり、再結晶後の結晶方位に優先性を持たせるためである。
さらに本発明の製造方法では、ＢＲ方位を抑制するために、熱間圧延［工程３］の後に４００〜８００℃で５秒〜２０時間の熱処理［工程４］を行うことを特徴とする。［工程４］のより好ましい範囲は４５０〜７５０℃で６０秒〜１０時間、更に好ましい範囲は５００〜７００℃で５分〜５時間である。
前述のとおり、熱間圧延の後に熱処理を施し、固溶原子を析出させた後に、冷間圧延１［工程６］、中間焼鈍［工程７］、冷間圧延２［工程８］を施し、溶体化を実施すると、再結晶集合組織のＣｕｂｅ方位を制御しつつＢＲ方位が抑えられる。
前述のとおり、熱間圧延の後に熱処理を施し、固溶原子を析出させた後に、冷間圧延１［工程６］、中間焼鈍［工程７］、冷間圧延２［工程８］を施し、溶体化を実施すると、再結晶集合組織のＣｕｂｅ方位を制御しつつＢＲ方位が抑えられる。
本発明では仕上げ圧延［工程１１］のあとに低温焼鈍（調質焼鈍）［工程１２］を行う。低温焼鈍［工程１２］は好ましくは３００〜７００℃で１０秒〜２０時間行う。
上記内容を満たすことで、たとえばコネクタ用銅合金板材に要求される特性を満足することができる。本発明の銅合金板材の一つの好ましい実施態様では、（１）疲労特性として幅1mmの試験片に荷重1Nの繰り返しの曲げ応力を１万回かけた時にクラックが生じないこと、（２）１５０℃で１０００時間保持後の応力緩和特性が１０％以下、（３）０．２％耐力が８００ＭＰａ以上、かつ、（４）曲げ加工性については、幅１ｍｍの試験片に９０°W曲げを行ったときにR（クラックの生じない限界曲げ半径）/t（板厚）=3以下でクラックなく曲げ加工が可能である。
以下に、実施例に基づき本発明をさらに詳細に説明するが、本発明はこれに限定されるものではない。
実施例１
表１の合金成分の欄の元素を含有し、残部がＣｕと不可避不純物から成る合金素材を高周波溶解炉により溶解し、これを鋳造して鋳塊を得た。この状態を提供材とし、下記Ａ〜Ｈのいずれかの工程にて、本発明例１〜９および比較例１〜８の銅合金板材の供試材を製造した。なお、表１にＡ〜Ｅのいずれの工程を用いたのかを示した。最終的な合金板材の厚さは特に断らない限り１２０μｍとした。
表１の合金成分の欄の元素を含有し、残部がＣｕと不可避不純物から成る合金素材を高周波溶解炉により溶解し、これを鋳造して鋳塊を得た。この状態を提供材とし、下記Ａ〜Ｈのいずれかの工程にて、本発明例１〜９および比較例１〜８の銅合金板材の供試材を製造した。なお、表１にＡ〜Ｅのいずれの工程を用いたのかを示した。最終的な合金板材の厚さは特に断らない限り１２０μｍとした。
（工程Ａ）
９５０〜１０５０℃の温度で３分〜１０時間の均質化熱処理を行い、５００〜９５０℃の熱間圧延を行った後に４００〜８００℃で５秒〜２０時間の熱処理を行い、酸化スケール除去のために面削を行った。その後に９０〜９９％の加工率の冷間圧延１を行い、４００〜７００℃の温度で５秒〜２０時間の中間焼鈍を行い、３〜８０％の加工率の冷間圧延２を行った。その後に、８００〜９５０℃の温度に５秒〜５０秒間保持する溶体化熱処理を行い、３５０〜６００℃の温度で５分間〜２０時間の時効析出熱処理を行い、５〜５０％の仕上げ圧延を行い、３００〜７００℃の温度で１０秒〜２０時間保持する調質焼鈍を行った。
９５０〜１０５０℃の温度で３分〜１０時間の均質化熱処理を行い、５００〜９５０℃の熱間圧延を行った後に４００〜８００℃で５秒〜２０時間の熱処理を行い、酸化スケール除去のために面削を行った。その後に９０〜９９％の加工率の冷間圧延１を行い、４００〜７００℃の温度で５秒〜２０時間の中間焼鈍を行い、３〜８０％の加工率の冷間圧延２を行った。その後に、８００〜９５０℃の温度に５秒〜５０秒間保持する溶体化熱処理を行い、３５０〜６００℃の温度で５分間〜２０時間の時効析出熱処理を行い、５〜５０％の仕上げ圧延を行い、３００〜７００℃の温度で１０秒〜２０時間保持する調質焼鈍を行った。
（工程Ｂ）
熱間圧延の次の熱処理［工程４］は行わず、その他は工程Ａと同様に作製した。
（工程Ｃ）
中間焼鈍［工程７］は行わず、その他は工程Ａと同様に作製した。
（工程Ｄ）
冷間圧延２［工程８］は行わず、その他は工程Ａと同様に作製した。
（工程Ｅ）
熱間圧延の次の熱処理［工程４］、中間焼鈍［工程７］、冷間圧延２［工程８］は行わず、その他は工程Ａと同様に作製した。
熱間圧延の次の熱処理［工程４］は行わず、その他は工程Ａと同様に作製した。
（工程Ｃ）
中間焼鈍［工程７］は行わず、その他は工程Ａと同様に作製した。
（工程Ｄ）
冷間圧延２［工程８］は行わず、その他は工程Ａと同様に作製した。
（工程Ｅ）
熱間圧延の次の熱処理［工程４］、中間焼鈍［工程７］、冷間圧延２［工程８］は行わず、その他は工程Ａと同様に作製した。
なお、各熱処理や圧延の後に、材料表面の酸化や粗度の状態に応じて酸洗浄や表面研磨を、形状に応じてテンションレベラーによる矯正を行った。
この供試材について下記のようにして各特性を測定、評価した。ここで、供試材の厚さは０．１５ｍｍとした。結果を表１に示す。
ａ．Ｃｕｂｅ方位、ＢＲ方位の面積率：
ＥＢＳＤ法により、約１２００μｍ四方の測定領域で、スキャンステップが０．５μｍの条件で測定を行った。測定面積は結晶粒を２００個以上含むことを基準として調整した。上述したように、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。あらゆる回転軸に関して各方位との回転角度を計算した。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第一位までを有効数字とし、各方位から１０°以内の方位を持つ結晶粒の面積を全測定面積で除し、面積率を算出した。
ａ．Ｃｕｂｅ方位、ＢＲ方位の面積率：
ＥＢＳＤ法により、約１２００μｍ四方の測定領域で、スキャンステップが０．５μｍの条件で測定を行った。測定面積は結晶粒を２００個以上含むことを基準として調整した。上述したように、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。あらゆる回転軸に関して各方位との回転角度を計算した。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第一位までを有効数字とし、各方位から１０°以内の方位を持つ結晶粒の面積を全測定面積で除し、面積率を算出した。
ｂ．疲労試験：
疲労試験は、幅１ｍｍ、長さ10mmの試験片を圧延垂直方向が長手となるように材料を切り出し、片持ち梁の状態にセットし、試験片への曲げの負荷荷重が１Nになるように繰り返しの曲げ応力を１万回与えることで実施する。試験後に試験片の表面を光学顕微鏡の１００倍で目視により観察し、明瞭なクラックが生じないものを疲労特性が優れるものとして○、クラックが生じるものを疲労特性が劣るものとして×とした。特に表面にシワも荒れも見られないものを◎とした。
ｃ．９０°W曲げ加工性 ［曲げ性］：
圧延方向に垂直に幅１ｍｍ、長さ２５ｍｍにプレスで打ち抜き、圧延方向に平行になるようにＷ曲げ（BW曲げ）をＪＩＳ Ｚ ２２４８に準じて曲げ加工を行った。曲げ部外側における割れの有無を５０倍の光学顕微鏡で目視観察によりその曲げ加工部位を観察し、割れの有無を調査した。クラックの生じない限界曲げ半径（R）を調査し、限界曲げ半径を供試材の板厚ｔで除した、曲げ加工性の指標であるR/tにて曲げ加工性を評価した。
ｄ．強度 ［ＹＳ、ＴＳ］：
圧延平行方向から切り出したＪＩＳ Ｚ２２０１−１３Ｂ号の試験片をＪＩＳ Ｚ２２４１に準じて３本測定しその平均値を示した。ここでは、ＹＳ、ＴＳの値が８００ＭＰａ以上であるものを、強度に優れているものとした。
ｅ．応力緩和特性 ［応力緩和］
日本伸銅協会 ＪＣＢＡ Ｔ３０９：２００１（仮：旧日本電子材料工業会標準規格 ＥＭＡＳ−３００３）に準じ、以下に示すように、１５０℃で１０００時間保持後の条件で測定した。片持ち梁法により耐力の８０％の初期応力を負荷した。
疲労試験は、幅１ｍｍ、長さ10mmの試験片を圧延垂直方向が長手となるように材料を切り出し、片持ち梁の状態にセットし、試験片への曲げの負荷荷重が１Nになるように繰り返しの曲げ応力を１万回与えることで実施する。試験後に試験片の表面を光学顕微鏡の１００倍で目視により観察し、明瞭なクラックが生じないものを疲労特性が優れるものとして○、クラックが生じるものを疲労特性が劣るものとして×とした。特に表面にシワも荒れも見られないものを◎とした。
ｃ．９０°W曲げ加工性 ［曲げ性］：
圧延方向に垂直に幅１ｍｍ、長さ２５ｍｍにプレスで打ち抜き、圧延方向に平行になるようにＷ曲げ（BW曲げ）をＪＩＳ Ｚ ２２４８に準じて曲げ加工を行った。曲げ部外側における割れの有無を５０倍の光学顕微鏡で目視観察によりその曲げ加工部位を観察し、割れの有無を調査した。クラックの生じない限界曲げ半径（R）を調査し、限界曲げ半径を供試材の板厚ｔで除した、曲げ加工性の指標であるR/tにて曲げ加工性を評価した。
ｄ．強度 ［ＹＳ、ＴＳ］：
圧延平行方向から切り出したＪＩＳ Ｚ２２０１−１３Ｂ号の試験片をＪＩＳ Ｚ２２４１に準じて３本測定しその平均値を示した。ここでは、ＹＳ、ＴＳの値が８００ＭＰａ以上であるものを、強度に優れているものとした。
ｅ．応力緩和特性 ［応力緩和］
日本伸銅協会 ＪＣＢＡ Ｔ３０９：２００１（仮：旧日本電子材料工業会標準規格 ＥＭＡＳ−３００３）に準じ、以下に示すように、１５０℃で１０００時間保持後の条件で測定した。片持ち梁法により耐力の８０％の初期応力を負荷した。
図１は応力緩和特性の試験方法の説明図であり、（ａ）は熱処理前、（ｂ）は熱処理後の状態である。図１（ａ）に示すように、試験台４に片持ちで保持した試験片１に、耐力の８０％の初期応力を付与した時の試験片１の位置は、基準からδ０の距離である。これを１５０℃の恒温槽に１０００時間保持（前記試験片１の状態での熱処理）し、負荷を除いた後の試験片２の位置は、図１（ｂ）に示すように基準からＨｔの距離である。３は応力を負荷しなかった場合の試験片であり、その位置は基準からＨ１の距離である。この関係から、応力緩和率（％）は（Ｈｔ−Ｈ１）／δ０×１００と算出した。式中、δ０は、基準から試験片１までの距離であり、Ｈ１は、基準から試験片３までの距離であり、Ｈｔは、基準から試験片２までの距離である。
f. 結晶粒径の測定
結晶粒径はJISH0501(切断法)により求めた。
f. 結晶粒径の測定
結晶粒径はJISH0501(切断法)により求めた。
表１に示すように、本発明例１〜１９は、いずれの特性も良好であった。
これに対し、表１に示すように、比較例の試料では、いずれかの特性が劣る結果となった。
すなわち、比較例１は、Ｎｉの量が少ないために、強度が低く、応力緩和特性が劣った。比較例２は、Ｎｉの量が多いために、熱間圧延中に割れが生じたため製造を中止した。比較例３はＺｎ，Ｍｇ，Ｓｎの総量が多いために曲げ加工性が劣った。比較例４はＣｒの量が多いために曲げ加工性が劣った。比較例５の試料は結晶粒径が小さいために応力緩和特性が劣った。比較例６および７の試料は、熱間圧延後の熱処理条件が適正条件を外れているために、BR方位の面積率が本発明の範囲外となり疲労特性が劣った。比較例８〜１０の試料は、工程の一部を省略しているために、Cube方位およびBR方位が本発明の範囲外となり、疲労特性および曲げ加工性が劣った。
すなわち、比較例１は、Ｎｉの量が少ないために、強度が低く、応力緩和特性が劣った。比較例２は、Ｎｉの量が多いために、熱間圧延中に割れが生じたため製造を中止した。比較例３はＺｎ，Ｍｇ，Ｓｎの総量が多いために曲げ加工性が劣った。比較例４はＣｒの量が多いために曲げ加工性が劣った。比較例５の試料は結晶粒径が小さいために応力緩和特性が劣った。比較例６および７の試料は、熱間圧延後の熱処理条件が適正条件を外れているために、BR方位の面積率が本発明の範囲外となり疲労特性が劣った。比較例８〜１０の試料は、工程の一部を省略しているために、Cube方位およびBR方位が本発明の範囲外となり、疲労特性および曲げ加工性が劣った。
１、２、３ 試験片
４ 試験台
４ 試験台
Claims (5)
- Ｎｉ：３．２〜６．０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．２〜１．５ｍａｓｓ％を含み、Ｓｎ：０．０５〜２．０ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．０２〜１．０ｍａｓｓ％、及びＺｎ：０．０５〜２．０ｍａｓｓ％からなる群から選ばれる元素を一つ以上含み、残部Ｃｕおよび不可避的不純物からなる銅合金であって、ＥＢＳＤ法による測定における結晶方位解析において、
Ｃｕｂｅ方位｛１００｝＜００１＞の面積率が３％以上、かつ
ＢＲ方位｛３６２｝＜８−５３＞の面積率が１５％以下
であることを特徴とする、強度、曲げ加工性、応力緩和特性、疲労特性に優れる銅合金板材。 - Ｎｉ：３．２〜６．０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．２〜１．５ｍａｓｓ％を含み、Ｓｎ：０．０５〜２．０ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．０２〜１．０ｍａｓｓ％、及びＺｎ：０．０５〜２．０ｍａｓｓ％からなる群から選ばれる元素を一つ以上含み、さらにＣｒ：０．０３〜１．０ｍａｓｓ％を含み、残部Ｃｕおよび不可避的不純物からなる銅合金であって、ＥＢＳＤ法による測定における結晶方位解析において、
Ｃｕｂｅ方位｛１００｝＜００１＞の面積率が３％以上、かつ
ＢＲ方位｛３６２｝＜８−５３＞の面積率が１５％以下
であることを特徴とする、強度、曲げ加工性、応力緩和特性、疲労特性に優れる銅合金板材。 - Ｎｉ：３．２〜６．０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．２〜１．５ｍａｓｓ％を含み、残部Ｃｕおよび不可避的不純物からなる銅合金素材に、鋳造、熱間圧延、冷間圧延１、４００〜７００℃で５秒〜２０時間の中間焼鈍、圧延率３〜８０％の冷間圧延２、溶体化熱処理、時効熱処理、仕上げ冷間圧延、低温焼鈍の各工程をこの順に施し、さらに、上記熱間圧延後に４００℃〜８００℃で５秒〜２０時間熱処理をする工程を行い、ＥＢＳＤ法による測定における結晶方位解析において、
Ｃｕｂｅ方位｛１００｝＜００１＞の面積率が３％以上、かつ
ＢＲ方位｛３６２｝＜８−５３＞の面積率が１５％以下
であることを特徴とする、強度、曲げ加工性、応力緩和特性、疲労特性に優れる銅合金板材を得ることを特徴とする銅合金板材の製造方法。 - Ｎｉ：３．２〜６．０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．２〜１．５ｍａｓｓ％を含み、Ｓｎ：０．０５〜２．０ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．０２〜１．０ｍａｓｓ％、及びＺｎ：０．０５〜２．０ｍａｓｓ％からなる群から選ばれる元素を一つ以上含み、残部Ｃｕおよび不可避的不純物からなる銅合金素材に、鋳造、熱間圧延、冷間圧延１、４００〜７００℃で５秒〜２０時間の中間焼鈍、圧延率３〜８０％の冷間圧延２、溶体化熱処理、時効熱処理、仕上げ冷間圧延、低温焼鈍の各工程をこの順に施し、さらに、上記熱間圧延後に４００℃〜８００℃で５秒〜２０時間熱処理をする工程を行うことを特徴とする請求項１に記載の銅合金板材の製造方法。
- Ｎｉ：３．２〜６．０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．２〜１．５ｍａｓｓ％を含み、Ｓｎ：０．０５〜２．０ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．０２〜１．０ｍａｓｓ％、及びＺｎ：０．０５〜２．０ｍａｓｓ％からなる群から選ばれる元素を一つ以上含み、Ｃｒ：０．０３〜１．０ｍａｓｓ％を含み、残部Ｃｕおよび不可避的不純物からなる銅合金素材に、鋳造、熱間圧延、冷間圧延１、４００〜７００℃で５秒〜２０時間の中間焼鈍、圧延率３〜８０％の冷間圧延２、溶体化熱処理、時効熱処理、仕上げ冷間圧延、低温焼鈍の各工程をこの順に施し、さらに、上記熱間圧延後に４００℃〜８００℃で５秒〜２０時間熱処理をする工程を行うことを特徴とする請求項２に記載の銅合金板材の製造方法。
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