JP6345290B1 - プレス加工後の寸法精度を改善した銅合金条 - Google Patents

Abstract

【課題】 優れた曲げ加工性を有すると同時に、プレス加工後の寸法精度が高い、コルソン合金を提供する。【解決手段】 Ｎｉを０〜５．０質量％またはＣｏを０〜２．５質量％、Ｎｉ＋Ｃｏの合計量を０．２〜５質量％、Ｓｉを０．２〜１．５質量％含有し、残部が銅及び不可避的不純物からなる圧延材であり、該圧延材の表面において１．０≦Ｉ(200)／Ｉ0(200)≦５．０であり、圧延平行断面のＥＢＳＤ測定においてＣｕｂｅ方位｛１ ０ ０｝＜０ ０ １＞の面積率が２〜１０％であり、かつ（圧延平行断面のＣｕｂｅ方位｛１ ０ ０｝＜０ ０ １＞の平均結晶粒径）／（圧延平行断面の平均結晶粒径）が０．７５〜１．５である銅合金条。【選択図】なし

Description

本発明は、銅合金条に関し、特に、コネクタ、端子、リレー、スイッチ等の導電性ばね材やトランジスタ、集積回路（ＩＣ）等の半導体機器のリ−ドフレーム材として好適な、優れた強度、曲げ加工性、耐応力緩和特性、導電性等を備えたコルソン合金条に関する。

近年、電気・電子部品の小型化が進み、これら部品に使用される銅合金に良好な強度、導電率及び曲げ加工性が要求されている。この要求に応じ、従来のりん青銅や黄銅といった固溶強化型銅合金に替わり、高い強度及び導電率を有するコルソン合金等の析出強化型銅合金の需要が増加している。

コルソン合金はＣｕマトリックス中にＮｉ−Ｓｉ、Ｃｏ−Ｓｉ、Ｎｉ−Ｃｏ−Ｓｉ等の金属間化合物を析出させた合金であり、高強度、高い導電率、良好な曲げ加工性を兼ね備えている。一般に、強度と曲げ加工性とは相反する性質であり、コルソン合金においても高強度を維持しつつ曲げ加工性を改善することが望まれている。ここでコルソン合金には、曲げ軸を圧延方向と直交直角にとった場合（Ｇｏｏｄ Ｗａｙ）の曲げ加工性が、曲げ軸を圧延方向と平行にとった場合（Ｂａｄ Ｗａｙ）の曲げ加工性より劣るという性質があり、Ｇｏｏｄ Ｗａｙの曲げ加工性の改善が特に求められている。

近年、コルソン合金の曲げ加工性を改善する技術として、｛００１｝＜１００＞方位（Ｃｕｂｅ方位）を発達させる方策が提唱されている。例えば、特許文献１（特開２００６−２８３０５９号）では、（１）鋳造、（２）熱間圧延、（３）冷間圧延（加工率９５％以上）、（４）溶体化処理、（５）冷間圧延（加工率２０％以下）、（６）時効処理、（７）冷間圧延（加工率１〜２０％）、（８）短時間焼鈍、の工程を順次行うことにより、Ｃｕｂｅ方位の面積率を５０％以上に制御し、曲げ加工性を改善している。

特許文献２（特開２０１０−２７５６２２号）では、（１）鋳造、（２）熱間圧延（９５０℃から４００℃に温度を下げながら行う）、（３）冷間圧延（圧延率５０％以上）、（４）中間焼鈍（４５０〜６００℃、導電率を１．５倍以上に硬さを０．８倍以下に調整する）、（５）冷間圧延（圧延率７０％以上）、（６）溶体化処理、（７）冷間圧延（圧延率０〜５０％）、（８）時効処理を順次行うことにより、（２００）（｛００１｝と同義）のＸ線回折強度を銅粉標準試料のＸ線回折強度以上に制御し曲げ加工性を改善している。

特許文献３（特開２０１１−１７０７２号）では、Ｃｕｂｅ方位の面積率を５〜６０％に制御すると同時に、Ｂｒａｓｓ方位及びＣｏｐｐｅｒ方位の面積率をともに２０％以下に制御し、曲げ加工性を改善している。そのための製造方法としては、（１）鋳造、（２）熱間圧延、（３）冷間圧延（加工率８５〜９９％）、（４）熱処理（３００〜７００℃、５分〜２０時間）、（５）冷間圧延（加工度５〜３５％）、（６）溶体化処理（昇温速度２〜５０℃／秒）、（７）時効処理、（８）冷間圧延（加工率２〜３０％）、（９）調質焼鈍、の工程を順次行う場合に最も良好な曲げ性が得られている。

特許文献４（特許第４８５７３９５号公報）では、板厚方向の中央部において、Ｃｕｂｅ方位の面積率を１０〜８０％に制御すると同時に、Ｂｒａｓｓ方位及びＣｏｐｐｅｒ方位の面積率をともに２０％以下に制御し、ノッチ曲げ性を改善している。ノッチ曲げを可能とする製造方法として、（１）鋳造、（２）熱間圧延、（３）冷間圧延（加工度９９％）、（４）予備焼鈍（軟化度０．２５〜０．７５、導電率２０〜４５％ＩＡＣＳ）、（５）冷間圧延（７〜５０％）、（６）溶体化処理、（７）時効、なる工程を提唱している。

特許文献５（ＷＯ２０１１／０６８１２１号）では、材料の表層および深さ位置で全体の１／４の位置でのＣｕｂｅ方位面積率をそれぞれＷ０およびＷ４とし、Ｗ０／Ｗ４を０．８〜１．５、Ｗ０を５〜４８％に制御し、さらに平均結晶粒径を１２〜１００μｍに調整することで、１８０度密着曲げ性および耐応力緩和性を改善している。そのための製造方法として、（１）鋳造、（２）熱間圧延、（１パスの加工率を３０％以下とし各パス間の保持時間を２０〜１００秒とする）、（３）冷間圧延（加工率９０〜９９％）、（４）熱処理（３００〜７００℃、１０秒〜５時間）、（５）冷間圧延（加工率５〜５０％）、（６）溶体化処理（８００〜１０００℃）、（７）時効処理、（８）冷間圧延、（９）調質焼鈍、なる工程を提唱している。

曲げ性を改善する技術ではないが、特許文献６（ＷＯ２０１１／０６８１３４号）では、圧延方向に向く（１００）面の面積率を３０％以上に制御することにより、ヤング率を１１０ＧＰａ以下、曲げたわみ係数を１０５ＧＰａ以下に調整している。また、そのための製造方法として、（１）鋳造、（２）熱間圧延（徐冷）、（３）冷間圧延（圧延率７０％以上）、（４）熱処理（３００〜８００℃、５秒〜２時間）、（５）冷間圧延（圧延率３〜６０％）、（６）溶体化処理、（７）時効処理、（８）冷間圧延（圧延率５０％以下）、（９）調質焼鈍、なる工程を提唱している。

特許文献７（特開２０１２−１７７１５２号）では、銅合金の結晶粒の平均結晶粒径が５〜３０μｍであると共に、その平均結晶粒径の２倍の結晶粒径を有する結晶粒が占める面積が３％以上であり、且つその結晶粒の内、Ｃｕｂｅ方位粒が占める面積率が５０％以上にすることで、曲げ加工性および耐応力緩和特性を改善している。

特許文献８（特開２０１３−２２７６４２号）では、 表面の Ｉ₍₂₀₀₎／Ｉ₀₍₂₀₀₎≧１．０であり、板厚に対し４５〜５５％の深さの断面において、Ｉ₍₂₂₀₎／Ｉ₀₍₂₂₀₎ ＋ Ｉ₍₃₁₁₎／Ｉ₀₍₃₁₁₎≧１．０とすることで、曲げ性を改善しつつ圧延直角方向のヤング率を制御している。

特開２００６−２８３０５９号公報 特開２０１０−２７５６２２号公報 特開２０１１−１７０７２号公報 特許第４８５７３９５号公報 ＷＯ２０１１／０６８１２１号 ＷＯ２０１１／０６８１３４号 特開２０１２−１７７１５２号公報 特開２０１３−２２７６４２号公報

しかし、近年、コネクタの小型化を受けて、連続プレスで製造される多ピン型コネクタのピッチ(ピンとピンの間隔)の狭ピッチ化が進んでいる。これら小型コネクタに対して、従来技術に従ったＣｕｂｅ方位を発達させ曲げ性、ヤング率、応力緩和特性等を改善したコルソン合金では、プレス後のピッチが大きく変動し、プレス打ち抜き又は、その後の曲げ加工後の寸法精度が悪く、寸法不良による製品の歩留が低かった。特に特許文献７に記載される通り、ある程度粗大なＣｕｂｅ方位粒を分散するとプレス後の寸法精度が極端に悪くなることが判明した。

そこでＣｕｂｅ方位粒の面積率および、Ｃｕｂｅ方位粒の結晶粒径を制御することで、プレス加工後の寸法精度の改善を検討した。その結果、Ｃｕｂｅ方位粒とそれ以外の結晶粒ではプレス打ち時のプレス破面の形成具合に差異が生じるため、プレス破面が安定せず、残留応力の影響を受けたピンの寸法精度が悪くなることが判明した。

そこで本発明は、優れた曲げ加工性を有すると同時に、プレス加工後の寸法精度が高い、コルソン合金を提供することを課題とする。

本発明者らは鋭意検討の結果、コルソン合金の結晶方位をＸ線回折法で解析し、圧延平行断面の結晶方位をＳＥＭ-ＥＢＳＤ法を用いてＣｕｂｅ方位粒の面積率およびＣｕｂｅ方位粒の大きさ、全体平均結晶粒に対するＣｕｂｅ方位粒の大きさを最適化することにより、曲げ加工性が良好でありながら、プレス後の寸法精度（以後「プレス性」という。）が良好なコルソン合金及び製造方法を見いだした。

以上の知見を背景にして完成した本発明は一側面において、Ｎｉを０〜５．０質量％またはＣｏを０〜２．５質量％、Ｎｉ＋Ｃｏの合計量を０．２〜５質量％、Ｓｉを０．２〜１．５質量％含有し、残部が銅及び不可避的不純物からなる圧延材であり、該圧延材の表面において１．０≦Ｉ₍₂₀₀₎／Ｉ₀₍₂₀₀₎≦５．０であり、圧延平行断面のＥＢＳＤ測定においてＣｕｂｅ方位｛１ ０ ０｝＜０ ０ １＞の面積率が２〜１０％であり、かつ（圧延平行断面のＣｕｂｅ方位｛１ ０ ０｝＜０ ０ １＞の平均結晶粒径）／（圧延平行断面の平均結晶粒径）が０．７５〜１．５である銅合金条が提供される。

本発明に係る銅合金条は一実施態様において、圧延平行断面の｛１ ０ ０｝＜０ ０ １＞の平均結晶粒径が２〜２０μｍである。

本発明に係る銅合金条は別の一実施態様において、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｍｇ、Ｃｒ、Ｍｎのうち１種以上を総量で０．００５〜２．０質量％含有する。

本発明によれば、優れた曲げ加工性を有しつつ良好なプレス性を有するコルソン合金を提供することができる。

実施例におけるプレス性の評価でプレス破面に形成された破断面及びせん断面を概略的に示す模式図である。

以下、本発明の実施形態に係る銅合金板について説明する。なお、本発明において「％」とは、特に断らない限り、質量％を示すものとする。

（合金組成）
（Ｎｉ、Ｃｏ及びＳｉの添加量）
Ｎｉ及びＳｉは、適当な時効処理を行うことにより、Ｎｉ−Ｓｉ、Ｎｉ−Ｓｉ―Ｃｏ等の金属間化合物として析出する。この析出物の作用により強度が向上し、析出によりＣｕマトリックス中に固溶したＮｉ、Ｃｏ及びＳｉが減少するため導電率が向上する。しかしながら、Ｎｉ＋Ｃｏの量が０．２質量％未満になると所望の強度が得られず、反対にＮｉ＋Ｃｏの量が５．０質量％を超えると曲げ加工性が著しく劣化する。このため、本発明に係るコルソン合金では、Ｎｉの添加量は０〜５．０質量％、Ｃｏの添加量は０〜２．５質量％、Ｎｉ＋Ｃｏが０．２〜５．０質量％とし、Ｓｉの添加量は０．２〜１．５質量％とすることが好ましい。Ｎｉの添加量は１．０〜４．８質量％がより好ましく、Ｃｏの添加量は０〜２．０質量％がより好ましく、Ｓｉの添加量は０．２５〜１．３質量％がより好ましい。

（その他の添加元素）
Ｓｎ、Ｚｎ、Ｍｇ、Ｃｒ、Ｍｎは強度上昇に寄与する。ＺｎはＳｎめっきの耐熱剥離性の向上に、Ｍｇは応力緩和特性の向上に、Ｃｒ、Ｍｎは熱間加工性の向上に効果がある。Ｓｎ、Ｚｎ、Ｍｇ、Ｃｒ、Ｍｎが総量で０．００５質量％未満であると上記効果は得られず、１．０質量％を超えると曲げ加工性が著しく低下する。このため、本発明に係るコルソン合金では、これらの元素を総量で０．００５〜２．０質量％含有することが好ましく、より好ましくは０．０１〜１．５質量％、更に好ましくは０．０１〜１．０質量％である。

（結晶方位）
本発明では、Ｘ線回折法により、圧延材試料の板面に対しθ／２θ測定を行い、所定方位（ｈｋｌ）面の回折ピークの積分強度（Ｉ_(hkl)）を測定する。また同時に、ランダム方位試料として銅粉に対しても（ｈｋｌ）面の回折ピークの積分強度（Ｉ_0(hkl)）を測定する。そして、Ｉ_(hkl)／Ｉ_0(hkl)の値を用い、圧延材試料の板面における（ｈｋｌ）面の発達度合いを評価する。良好な曲げ加工性を得るために、圧延材の表面における、Ｉ₍₂₀₀₎／Ｉ₀₍₂₀₀₎を調整する。Ｉ₍₂₀₀₎／Ｉ₀₍₂₀₀₎が高いほどＣｕｂｅ方位が発達しているといえる。Ｉ₍₂₀₀₎／Ｉ₀₍₂₀₀₎を０．５以上、好ましくは１．０以上に制御すると、曲げ加工性が向上する。一方、Ｉ₍₂₀₀₎／Ｉ₀₍₂₀₀₎の上限値は、曲げ加工性改善の点からは規制されないものの、Ｉ₍₂₀₀₎／Ｉ₀₍₂₀₀₎が高すぎるとプレス性が悪化するため、Ｉ₍₂₀₀₎／Ｉ₀₍₂₀₀₎は５．０以下、更には４．０以下である。

（Ｃｕｂｅ方位粒の面積率およびＣｕｂｅ方位粒の結晶粒径）
プレス性については圧延平行断面からの結晶粒の面積率および結晶粒径が重要となる。本実施形態では、電界放出型走査電子顕微鏡に後方散乱電子回折像(ＥＢＳＰ：Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｐａｔｔｅｒｎ)システムを搭載した結晶方位解析法を用いて、圧延平行断面のＣｕｂｅ方位粒の面積率、Ｃｕｂｅ方位粒の平均結晶粒径および圧延平行断面のＣｕｂｅ方位粒を含めた全体の平均結晶粒径を測定する。

本実施形態では、Ｃｕｂｅ方位の面積率は２〜１０％であり、より好ましくは２．５〜８％、更に好ましくは３〜７％である。Ｃｕｂｅ方位の面積率が１０％を超えるとプレス性が悪化する場合がある。Ｃｕｂｅ方位の面積率が２．０％を下回ると、曲げ性が悪化する場合がある。

Ｃｕｂｅ方位の結晶粒径の平均結晶粒径は、２〜２０μｍであり、より好ましくは３〜１８μｍであり、更に好ましくは３〜１５％である。Ｃｕｂｅ方位の平均結晶粒径が２０μｍを超えるとプレス性が悪化し、２μｍを下回ると曲げ改善効果が得られない場合がある。

圧延平行断面の平均結晶粒径に対するＣｕｂｅ方位の平均結晶粒径（圧延平行断面のＣｕｂｅ方位｛１ ０ ０｝＜０ ０ １＞の平均結晶粒径）／（圧延平行断面の平均結晶粒径）は、０．７５〜１．５であり、より好ましくは０．８〜１．４であり、更に好ましくは０．９〜１．３である。平均結晶粒径の比が０．７５〜１．５の範囲を超えるとプレス性が悪化する場合がある。

なお、本発明におけるＣｕｂｅ方位の測定は、結晶面から±１０°以内の方位のずれのものは同一の方位に属するものとする。また、隣り合う結晶粒の方位差が５°以上の結晶粒の境界を結晶粒界と定義するものとする。

そのうえで、本発明においては圧延平行断面の結晶方位分布が重要であるため、板厚０．０８ｍｍであれば、測定エリア１００μｍ(板厚＋２０μｍが目安)×５００μｍに対して０．５μｍピッチで電子線照射し、上記結晶方位解析法により測定した結晶粒の数をｎ、それぞれの測定した結晶粒径をＸとした時の平均結晶粒径を（ΣＸ／ｎ）で算出する。測定エリアについては、板厚全体が入るように適宜調整を行ってもよい。上記の通りＣｕｂｅ方位粒の平均結晶粒径と、板厚方向の平均結晶粒径を算出するものである。

（プレス性）
プレス後の寸法精度の評価は通常、狭ピッチコネクタに工業的な設備でプレスを実施する必要があるが、簡易的な打ち抜き試験を行い、プレス破面を観察することでプレス性（プレス後の寸法精度）を評価することができる。本実施形態では、クリアランス０．００５ｍｍの一辺１０ｍｍの正方形型のパンチとダイスを用いて材料をプレス加工し、プレス破面を観察した。また、プレス時に材料の固定が可能な可動ストリッパ付の金型を使用した。板厚が異なるサンプルを評価する際は、クリアランス／板厚が５〜８．５％の範囲となるよう調整する。

（製造方法）
コルソン合金の一般的な製造プロセスでは、まず溶解炉で電気銅、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｉ等の原料を溶解し、所望の組成の溶湯を得る。そして、この溶湯をインゴットに鋳造する。その後、熱間圧延、冷間圧延、溶体化処理、時効処理の順で所望の厚みおよび特性を有する条や箔に仕上げる。熱処理後には、熱処理時に生成した表面酸化膜を除去するために、表面の酸洗や研磨等を行ってもよい。また、高強度化のために、溶体化処理と時効の間や時効後に冷間圧延を行ってもよい。

本発明では、上述の結晶方位を得るために、溶体化処理の前に、熱処理（以下、予備焼鈍ともいう）及び比較的低加工度の冷間圧延（以下、軽圧延ともいう）を行う。ここまでは文献４の開示した製造工程と同じである。本発明では、さらに予備焼鈍と溶体化処理時の圧延後の表面粗さ、溶体化の昇温速度を制御する。

予備焼鈍は、熱間圧延後の冷間圧延により形成された圧延組織中に、部分的に再結晶粒を生成させることを目的に行う。圧延組織中の再結晶粒の割合には最適値があり、少なすぎてもまた多すぎても上述の結晶方位が得られない。最適な割合の再結晶粒は、下記に定義する軟化度Ｓが０．２０〜０．８０、より好ましくは０．２５〜０．７５になるよう、予備焼鈍条件を調整することにより得られる。

予備焼鈍における軟化度Ｓを次式で定義する。
Ｓ＝（σ₀−σ）／（σ₀−σ₉₅₀）
ここで、σ₀は焼鈍前の引張強さであり、σおよびσ₉₅₀はそれぞれ予備焼鈍後および９５０℃で焼鈍後の引張強さである。９５０℃という温度は、本発明に係る合金を９５０℃で焼鈍すると安定して完全再結晶することから、再結晶後の引張強さを知るための基準温度として採用している。

軟化度が０．２０〜０．８０の範囲から外れると、Ｃｕｂｅ方位の集積が低くなる。予備焼鈍の温度および時間は特に制約されず、Ｓを上記範囲に調整することが重要である。一般的には、連続焼鈍炉を用いる場合には炉温４００〜７５０℃で５秒間〜１０分間の範囲、バッチ焼鈍炉を用いる場合には炉温３５０〜６００℃で３０分間〜２０時間の範囲で行われる。

上記予備焼鈍の後、溶体化処理に先立ち、加工度が３〜５０％、より好ましくは７〜４５％の軽圧延を行う。加工度Ｒ（％）は次式で定義する。
Ｒ＝（ｔ₀−ｔ）／ｔ₀×１００（ｔ₀：圧延前の板厚，ｔ：圧延後の板厚）
加工度が３〜５０％の範囲から外れると、圧延材表面において、Ｉ₍₂₀₀₎／Ｉ₀₍₂₀₀₎が１．０未満になり、曲げ性が悪化する。

さらに上記軽圧延後の材料表面の算術平均粗さＲａ≧０．１５μｍとする。この算術平均粗さＲａは、ＪＩＳ Ｂ０６０１（２００１）に基いて求めた軽圧延後の材料表面の粗さである。このような表面粗さＲａを実現するため、軽圧延時のロール表面を改良することができる。

算術平均粗さが０．１５μｍより低いと、Ｃｕｂｅ方位粒の平均結晶粒が大きくなり、Ｃｕｂｅ粒の平均結晶粒径／平均結晶粒径＝１．５以上となりプレス性が悪化する。算術平均粗さが０．４μｍより高いとＣｕｂｅ方位粒の面積率≧１０％となりプレス性が悪化する。材料の表面粗さは軽圧延時のワークロールの粗さを変更したが、圧延後に機械研磨等を行ってもよい。

軽圧延を行った後、昇温速度１０〜３０℃／ｓｅｃで材料温度７００〜９００℃の範囲で溶体化を行う。昇温速度が１０℃／ｓｅｃ未満では、Ｃｕｂｅ方位粒が成長しＣｕｂｅの平均結晶粒径が２０μｍより大きくなり、且つＣｕｂｅ方位粒の面積率≧１０％となり、プレス性が悪化する。昇温速度が３０℃／ｓｅｃ以上では、Ｃｕｂｅ粒の平均結晶粒径／平均結晶粒径が０．７５未満となりプレス性が悪化する。溶体化の温度が７００℃未満では溶体化後に一部が未再結晶となり、プレス性が悪化する。一方、溶体化の温度が９００℃以上ではＩ₍₂₀₀₎／Ｉ₀₍₂₀₀₎が５．０以上となりプレス性が悪化する。

即ち、本発明の実施の形態に係る銅合金条の製造方法を工程順に列記すると次のようになる。
（１）インゴットの鋳造（厚み２０〜３００ｍｍ）
（２）熱間圧延（温度８００〜１０００℃、厚み３〜２０ｍｍまで）
（３）冷間圧延（加工度８０〜９９．８％）
（４）予備焼鈍（軟化度：Ｓ＝０．２０〜０．８０）
（５）軽圧延（加工度３〜５０％、且つ算術平均粗さＲａ≧０．１５μｍ）
（６）溶体化処理（７００〜９００℃、且つ昇温速度：１０〜３０℃／ｓｅｃ）
（７）冷間圧延（加工度０〜５０％）
（８）時効処理（３５０〜６００℃で２〜２０時間）
（９）冷間圧延（加工度０〜５０％）
（１０）歪取り焼鈍（３００〜７００℃で５秒〜１０時間）

冷間圧延（７）及び（９）は高強度化のために任意に行うものである。ただし、圧延加工度の増加とともに強度が増加する反面、表面のＩ₍₂₀₀₎／Ｉ₀₍₂₀₀₎が減少する傾向にあるため、冷間圧延（７）及び（９）の加工度が合計５０％を超えると表面のＩ₍₂₀₀₎／Ｉ₀₍₂₀₀₎が１．０未満になり曲げ加工性が劣化する。

歪取り焼鈍（１０）は、冷間圧延（９）を行う場合にこの冷間圧延で低下するばね限界値等を回復させるために任意に行うものである。歪取り焼鈍（１０）の有無に関わらず、結晶方位制御により良好な曲げ加工性とプレス性が両立するという本発明の効果は得られる。歪取り焼鈍（１０）は行っても良いし行わなくても良い。

なお、工程（２）（３）（８）及び（１０）については、コルソン合金の一般的な製造条件を選択すればよい。

（用途）
本発明のコルソン合金は種々の伸銅品、例えば板、条及び箔に加工することができ、更に、本発明のコルソン合金は、リードフレーム、コネクタ、ピン、端子、リレー、スイッチ、二次電池用箔材等の電子機器部品等に使用することができる。特に、厳しいＧｏｏｄ Ｗａｙの曲げ加工が施される部品として好適である。

以下に本発明の実施例を示すが、これらの実施例は本発明及びその利点をよりよく理解するために提供するものであり、発明が限定されることを意図するものではない。

（発明例１）
Ｎｉ：２．６質量％、Ｓｉ：０．５８質量％、Ｓｎ：０．５質量％、およびＺｎ：０．４質量％を含有し残部が銅及び不可避的不純物からなる合金を実験材料とし、予備焼鈍条件、軽圧延条件及び予備焼鈍前の圧延条件と結晶方位との関係、さらに結晶方位が製品の曲げ性および機械的特性に及ぼす影響を検討した。

高周波溶解炉にてアルゴン雰囲気中で内径６０ｍｍ、深さ２００ｍｍの黒鉛るつぼを用い電気銅２．５ｋｇを溶解した。上記合金組成が得られるよう合金元素を添加し、溶湯温度を１３００℃に調整した後、鋳鉄製の鋳型に鋳込み、厚さ３０ｍｍ、幅６０ｍｍ、長さ１２０ｍｍのインゴットを製造した。このインゴットを、次の工程順で加工し、板厚０．０８ｍｍの製品試料を作製した。

（１）熱間圧延：９５０℃で３時間加熱したインゴットを１０ｍｍまで圧延した。圧延後の材料は直ちに水冷した。
（２）研削：熱間圧延で生成した酸化スケールをグラインダーで除去した。研削量は片面あたり０．５ｍｍとした。
（３）冷間圧延：所定の厚みまで冷間圧延した。
（４）予備焼鈍：所定温度に調整した電気炉に試料を挿入し、所定時間保持した後、試料を水槽に入れ冷却した。
（５）軽圧延：種々の圧延加工度で、冷間圧延を行った。冷間圧延時のワークロールの表面粗さを調整することで軽圧延後の材料の表面粗さを得た。
（６）溶体化処理：７５０〜１２００℃に調整した電気炉に試料と熱電対を挿入し、熱電対で材料温度を測定し材料温度が７００〜９００℃に到達した時点で炉から取り出し水槽に入れ冷却した。昇温速度（℃／ｓｅｃ）は熱電対で測定した材料温度と到達時間から求めた。
（７）時効処理：電気炉を用い４５０℃で５時間、Ａｒ雰囲気中で加熱した。
（８）冷間圧延：加工度２０％で冷間圧延した。
（９）歪取り焼鈍：４００℃に調整した電気炉に試料を挿入し、１０秒間保持した後、試料を大気中に放置し冷却した。

予備焼鈍後の試料および製品試料（この場合は歪取り焼鈍上がり）について、次の評価を行った。
（予備焼鈍での軟化度評価）
予備焼鈍前および予備焼鈍後の試料につき、引張試験機を用いてＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠し圧延方向と平行に引張強さを測定し、それぞれの値をσ₀およびσとした。また、９５０℃焼鈍試料を前記手順（１０００℃の炉に挿入し試料が９５０℃に到達したときに水冷）で作製し、圧延方向と平行に引張強さを同様に測定しσ₉₅₀を求めた。σ₀、σ、σ₉₅₀から、軟化度Ｓを求めた。
Ｓ＝（σ₀−σ）／（σ₀−σ₉₅₀）
なお、引張試験片はＪＩＳ Ｚ ２２０１に規定する１３Ｂ号試験片とした。

（製品のＸ線回折）
製品試料の表面に対し（２００）面のＸ線回折積分強度を測定した。さらに、銅粉末（関東化学株式会社製、銅（粉末）、２Ｎ５、＞９９．５％、３２５ｍｅｓｈ）に対し、（２００）面のＸ線回折積分強度を測定した。
Ｘ線回折装置には（株）リガク製ＲＩＮＴ２５００を使用し、Ｃｕ管球にて、管電圧２５ｋＶ、管電流２０ｍＡで測定を行なった。

（製品の結晶方位測定）
圧延平行断面において、｛１ ０ ０｝＜０ ０ １＞方位の面積率を測定した。試料を樹脂に埋め込み圧延平行断面を機械研磨した後、電解研磨により鏡面に仕上げた。ＥＢＳＤ測定では、板厚全体を測定するように例えば板厚０．０８ｍｍであれば測定エリア１００μｍ(板厚＋２０μｍが目安)×５００μｍに対して０．５μｍピッチで電子線照射し、結晶方位分布を測定した。そして、結晶方位密度関数解析を行って、｛１ ０ ０｝＜０ ０ １＞方位から１０°以内の方位差を持つ領域の面積を求め、この面積を全測定面積で除し、「Ｃｕｂｅ方位｛０ ０ １｝＜１ ０ ０＞に配向する結晶の面積率」とした。また、上記結晶方位解析法により測定した結晶粒の数をｎ、ｎ個の結晶粒それぞれの結晶粒径をＸとし、平均結晶粒径を（ΣＸ／ｎ）で算出した。上記の測定方法に従い、Ｃｕｂｅ方位粒の平均結晶粒径と、Ｃｕｂｅ方位粒を含む全ての結晶粒の平均結晶粒径を算出した。

（製品の引張り試験）
ＪＩＳ Ｚ ２２０１に規定する１３Ｂ号試験片を引張方向が圧延方向と平行になるように採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して圧延方向と平行に引張試験を行い、引張強さを求めた。

（製品のＷ曲げ試験）
ＪＩＳ Ｈ３１００に準拠し、内曲げ半径をｔ（板厚） とし、Ｇｏｏｄ Ｗａｙ方向（曲げ軸が圧延方向と直交）にＷ曲げ試験を行った。そして、曲げ断面を機械研磨及びバフ研磨で鏡面に仕上げ、光学顕微鏡で割れの有無を観察した。曲げ条件は曲げ半径（Ｒ）の板厚（ｔ）に対する割合が、Ｒ／ｔ＝０でＷ曲げ試験を実施し、割れが認められない場合を◎、Ｒ／ｔ＝１．０で割れが認められない場合を○、Ｒ／ｔ＝１．０で割れが認められた場合を×と評価した。

（製品の導電率測定）
ＪＩＳ Ｈ０５０５に準拠し、ダブルブリッジによる体積抵抗率測定により求めた。

（プレス性）
一辺１０ｍｍの正方形型のポンチと、クリアランスを０．００５ｍｍ設けたダイスとの間に配置した状態で、速度２ｍｍ／ｍｉｎでパンチをダイに向けて変位させプレスを行った。プレス後のプレス破面を光学顕微鏡により観察し、図１の通り、観察面の幅をＬ₀とし、せん断面と破断面の境界部の総長さをＬとした場合、Ｌ／Ｌ₀でプレス性を評価した。総長さＬは、観察面の写真から画像解析ソフトを使用して長さを算出した。観察面の幅Ｌ₀は通常、板厚の６倍以上とし３か所測定した。観察面はプレス破面の幅方向中央部分とした。表３中、「◎」は、（１＜Ｌ／Ｌ₀≦１．１）であったことを表し、「○」は、（１．１＜Ｌ／Ｌ₀≦１．３）であったことを表し、「×」は、（Ｌ／Ｌ₀＞１．３）であったことを表す。

合金組成を表１に、製造条件を表２に、圧延平行断面のＥＢＳＤ測定結果及び製品特性を表３に示す。

Claims (3)

1. Ｎｉを０〜５．０質量％またはＣｏを０〜２．５質量％、Ｎｉ＋Ｃｏの合計量を０．２〜５質量％、Ｓｉを０．２〜１．５質量％含有し、残部が銅及び不可避的不純物からなる圧延材であり、
   該圧延材の表面において１．０≦Ｉ₍₂₀₀₎／Ｉ₀₍₂₀₀₎≦５．０であり、
   圧延平行断面のＥＢＳＤ測定においてＣｕｂｅ方位｛１ ０ ０｝＜０ ０ １＞の面積率が２〜１０％であり、かつ
   （圧延平行断面のＣｕｂｅ方位｛１ ０ ０｝＜０ ０ １＞の平均結晶粒径）／（圧延平行断面の平均結晶粒径）が０．７５〜１．５である銅合金条。
2. 圧延平行断面の｛１ ０ ０｝＜０ ０ １＞の平均結晶粒径が２〜２０μｍである請求項１に記載の銅合金条。
3. Ｓｎ、Ｚｎ、Ｍｇ、Ｃｒ、Ｍｎのうち１種以上を総量で０．００５〜２．０質量％含有する請求項１又は２に記載の銅合金条。