JP6845884B2 - 金型摩耗性に優れたＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条 - Google Patents

Description

本発明は、例えばコネクタ、端子、リレ−、スイッチ等の導電性ばね材に好適なＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条に関する。

従来から、端子やコネクタの材料として、固溶強化型合金である黄銅やりん青銅が用いられてきた。ところで、電子機器の高性能化に伴い、使用される銅合金には高電流化が求められている。そこで、従来の固溶強化型の銅合金に比べ、強度、電気伝導性および熱伝導性に優れた析出強化型の銅合金が使用されてきている。析出強化型の銅合金は、溶体化処理された過飽和固溶体を時効処理することにより、微細な析出物が均一に分散して、合金の強度が高くなると共に、銅中の固溶元素量が減少して電気伝導性が向上する。このため、強度、ばね性などの機械的性質に優れ、しかも電気伝導性、熱伝導性が良好となる。

析出強化型銅合金として、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金が開発されている（特許文献１）。しかし、一般にＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金は、連続プレス加工におけるプレス打抜き面のせん断面が大きく、金型中のパンチ等の工具が材料と接触する面積が増加するため、摩耗が促進される。このため、金型のメンテナンス頻度が高くなって生産性が低下する問題があり、その抑制が望まれている。

そこで、近年、コルソン合金の金型摩耗性を改善する技術として、析出物の個数と分布を制御する方策が提唱されている。例えば、特許文献２の発明では（１）熱間圧延（２）冷間圧延（３）溶体化処理（４）時効処理（５）最終冷間圧延（６）歪取焼鈍をこの順番で含む工程で、熱間圧延最終パス終了後の冷却を開始温度３００〜４５０℃で実施し、溶体化処理前の冷間圧延を１パス当たりの平均圧延率を１５〜３０％にて総圧延率を７０％以上で実施し、溶体化処理を８００〜９００℃で６０〜１２０秒間で実施し、時効処理を４００〜５００℃で７〜１４時間で実施する。
これにより、表面の粒径２０〜８０ｎｍのＮｉ−Ｓｉ析出物粒子の個数を１．５×１０^６〜５．０×１０^６個／ｍｍ^２、表面の粒径１００ｎｍを超えるＮｉ−Ｓｉ析出物粒子の個数が０．５×１０^５〜４．０×１０^５個／ｍｍ^２に制御し、表面からの厚みが全板厚みの２０％である表面層における粒径２０〜８０ｎｍのＮｉ−Ｓｉ析出物粒子の個数をａ個／ｍｍ２、前記表面層より内方部分における粒径２０〜８０ｎｍのＮｉ−Ｓｉ析出物粒子の個数をｂ個／ｍｍ^２とした場合に、ａ／ｂが０．５〜１．５になるように制御し、耐金型磨耗性を改善している。

特許文献３の発明では、（１）鋳造（１０〜３０℃／秒の冷却速度で鋳造）（２）再熱処理（８５０〜９５０℃で２〜８時間）（３）熱間圧延（終了温度６８０〜７８０℃、圧延時間１８０〜４５０秒、冷却時間４０〜１８０℃／秒）（４）面削（５）冷間圧延（６）溶体化処理（９５０℃で２０秒、その後直ちに水焼入れ）（７）時効熱処理（温度４２５〜５００℃、時間１〜６時間で実施）（８）冷間圧延（圧延率１０％）をこの順番で含む工程で実施する。
これにより、（ａ）（ＮｉとＳｉを合計で５０ｍａｓｓ％以上含む３種類の金属間化合物Ａ（直径：０．３μｍ以上２μｍ以下）、Ｂ（直径：０．０５μｍ以上０．３μｍ未満）、Ｃ（直径：０．００１μｍを越え０．０５μｍ未満））、（ｂ）（銅合金板材の圧延方向に垂直な断面における結晶粒径の横長さｘ（μｍ）と縦長さｙ（μｍ）が、関係式［ｘ／ｙ≧２］を満たす）および、（ｃ）（化合物Ａの分散密度ａ、前記金属間化合物Ｂの分散密度ｂおよび前記金属間化合物Ｃの分散密度ｃが、関係式［ａ／（ｂ＋ｃ）≦０．０１０］および［０．００１≦（ｂ／ｃ）≦０．１０］を満足する）、を満足するよう制御し、耐金型磨耗性を改善している。

国際公開第ＷＯ２０１１／０６８１３４号 国際公開第ＷＯ２０１３／０９４０６１号 特開２００８−９５１８５号公報

しかしながら、従来のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金は耐金型磨耗性を改善するが、より強度が高い領域での検討が十分になされていなかった。
これらの事情を鑑みて、本発明は上記の課題を解決するためになされたものであり、金型摩耗性に優れるＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条の提供を目的とする。

析出強化型のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条は、時効処理によってｎｍレベルの粒径のＮｉ−Ｓｉ粒子を析出物として大量に析出させるが、強度の向上に寄与しない微細なμｍレベルの粒径のＮｉ−Ｓｉ粒子も多く存在する。
本発明者は、Ｎｉの含有量が２．０％以上かつＮｉ／Ｓｉ比が１．３以上６．７以下であり、０．２％耐力ＹＳが７００ＭＰａ以上の高強度である場合、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金の材料を半抜きプレス加工（試料を打ち抜かずにパンチでプレスし、絞り加工後のような形状にする）した際に、図２に示すパンチとダイ間で塑性変形する領域Ｒの圧延平行方向の最大幅Ｗが狭いほど、領域Ｒにせん断荷重が応力集中して材料が早期に破断するので、パンチと材料との接触距離が短くなり、金型摩耗性を向上できることを見出した。
更に、製品の引張強度ＴＳ（ＭＰａ）と０．２％耐力ＹＳ（ＭＰａ）の比である降伏比ＹＳ／ＴＳが０．９以上であり、加工硬化指数ｎ値（以下、ｎ値）が０．０５以下である場合に、さらに耐金型磨耗性が向上することを見出した。

なお、Ｎｉの含有量が２．０％未満であり、０．２％耐力ＹＳが７００ＭＰａ未満の場合は、塑性変形する領域Ｒの幅Ｗが金型摩耗性に影響を与える現象は顕著にみられなかった。

ここで、プレス時のせん断荷重の応力は、合金中に析出したＮｉ−Ｓｉ粒子に集中するため、塑性変形する領域Ｒの幅Ｗを狭くするには、μｍレベルのＮｉ−Ｓｉ粒子の大きさと個数を制御すればよいことが判明した。つまり、Ｎｉ−Ｓｉ粒子が大きいか、又は個数が多いほど、半抜きプレス時の幅Ｗは狭くなる。これは、Ｎｉ−Ｓｉ粒子の個数が多いほど応力集中部分が多く、変形の初期段階でクラックが進展するためである。
ｎｍレベルの粒径のＮｉ−Ｓｉ粒子であれば、溶体化および時効処理の条件を制御して調整できるが、μｍレベルのＮｉ−Ｓｉ粒子を制御しようとすると、過時効等を行わなければならず、強度等の特性を損ねてしまう。そこで、熱間圧延条件を制御して熱間圧延直後のＮｉ−Ｓｉ粒子の直径と個数を規制することを見出した。

上記の目的を達成するために、本発明のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条は、質量％で、Ｎｉ：２．０〜５．０％、Ｓｉ：０．３〜１．５％含有し、Ｎｉ／Ｓｉ比が１．３以上６．７以下であり、残部がＣｕ及び不可避不純物からなり、０．２％耐力ＹＳが７００ＭＰａ以上のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条であって、圧延平行方向を長手方向として５×１５ｍｍに切り出した試料の中央部を、板厚×０.２の深さまで、５ｍｍ角のパンチにより、該パンチの外側で前記試料を挟んで該パンチに対向するダイに向かって板厚方向にプレスし、前記長手方向に沿う断面をＥＢＳＤで結晶方位解析したとき、ＣＩ値が０．２未満の領域のうち、圧延平行方向の最大幅Ｗが１０μｍ以下である。

降伏比ＹＳ／ＴＳが０．９以上、加工硬化係数ｎ値が０．０５以下であることが好ましい。
本発明のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金は、更にＭｇ、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｐ、Ｂ、Ｚｒ及びＣｒの群から選ばれる少なくとも１種以上を総量で０．００５〜１．０質量％含有することが好ましい。

本発明によれば、金型摩耗性に優れるＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条が得られる。

半抜きプレス加工を説明する図である。 半抜きプレス加工後の試料の断面のＥＢＳＤ像を説明する図である。 半抜きプレス加工後の試料の断面のＥＢＳＤによるＣＩ像を説明する図である。 金型摩耗を定量化するためのパンチの摩耗面積を説明する図である。

以下、本発明の実施形態に係るＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条について説明する。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。

（組成）
［Ｎｉ、Ｃｏ及びＳｉ］
銅合金条中にＮｉ：２．０〜５．０％、Ｓｉ：０．３〜１．５％含有しＮｉ／Ｓｉ比が１．３以上６．７以下である。Ｎｉ及びＳｉは、適当な熱処理を施すことにより金属間化合物を形成し，導電率を劣化させずに強度を向上させる。
Ｎｉ及びＳｉの含有量が上記範囲未満であると、強度の向上効果が得られず、上記範囲を超えると導電性が低下すると共に熱間加工性が低下する。
Ｎｉ／Ｓｉ比が１．３未満の場合、及びＮｉ／Ｓｉ比が６．７を超える場合は、いずれも導電率が著しく低下する。

［他の添加元素］
合金中に、更にＭｇ、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｐ、Ｂ、Ｚｒ及びＣｒの群から選ばれる少なくとも１種以上を総量で０．００５〜１．０質量％含有してもよい。
Ｍｇは強度と耐応力緩和特性を向上させる。Ｍｎは強度と熱間加工性を向上させる。Ｓｎは強度を向上させる。Ｚｎは半田接合部の耐熱性を向上させる。Ｃｒは、Ｎｉと同様にＳｉと化合物を形成するため、析出硬化により導電率を劣化させずに強度を向上させる。
なお、上記した各元素の総量が上記範囲未満であると上記した効果が得られず、上記範囲を超えると導電率の低下を招く場合がある。

［塑性変形する領域Ｒの圧延平行方向の幅Ｗ］
図１に示すように、圧延平行方向を長手方向Ｌとして５×１５ｍｍに切り出した試料２の中央部を、板厚×０.２の深さまで、５ｍｍ角のパンチ４により、パンチ４の外側でパンチ４に試料２を挟んで対向するダイ６に向かって板厚方向にプレスする。試料２は打ち抜かれずに絞り加工後のような形状になる（半抜きプレス加工）。
そして、図２に示すように、半抜きプレス加工後の試料２の長手方向Ｌに沿う断面をＦＥ-ＳＥＭを用いたＥＢＳＤ（電子線後方散乱回析法）で結晶方位解析する。図３はＥＢＳＤによるＣＩ（Ｃｏｎｆｉｄｅｎｃｅ Ｉｎｄｅｘ）像である。

ＣＩ値とは、信頼性指数（Ｃｏｎｆｉｄｅｎｃｅ Ｉｎｄｅｘ）であり、ＥＢＳＤ装置の解析ソフトＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ（Ｖｅｒ．５．３）を用いて解析したときに、方位決定の確からしさを示す指数である。ＣＩ値は０〜１の値を示し、その値が低いほど信頼性が低いことを表す。ＣＩ値は、測定点ごとに測定可能であり、一定面積の範囲にわたって多数のＣＩ値を測定することで、その分布を測定することも可能である。ＣＩ値は、せん断帯や転位、双晶などの欠陥や歪みの影響を受けて低くなる傾向にある。
そして、半抜きプレスによって塑性変形した領域は、結晶構造が崩れるため、ＣＩ値が低くなる。
図２のEBSD像では、この塑性変形領域Ｒ（図２の白囲みの内側の部位）は、菊池線が検出できていないため黒色で表示される。又、図３では、CI値が0.2未満の部位を黒色で表示している。

そして、本発明では、ＣＩ値が０．２未満となった部位を塑性変形領域Ｒとみなし、ＣＩ値が０．２以上の部位を非塑性変形領域とみなす。上述のように、塑性変形領域Ｒの圧延平行方向の最大幅Ｗが狭いほど、領域Ｒにせん断荷重が応力集中して材料が早期に破断し、金型摩耗性を向上できる。
このようなことから、最大幅Ｗを１０μｍ以下に規定する。
なお、塑性変形領域Ｒは、図２の白囲みの内側、つまり、パンチ４とダイ６が対向する部分近傍に位置する。つまり、例えばパンチ４の中央部のように、パンチ４とダイ６の間で試料２を変形させる力が生じない部分で、仮にＣＩ値が０．２未満となった部位が存在しても、その部位は無視する。白囲みの部分は、例えばパンチ４の外縁と、対向するダイ６のパンチ４の縁とを頂点とする矩形を長手方向Ｌに広げ、白囲みの内部にＣＩ値が０．２未満となった部位Ｒが繋がった部位がすべて含まれるような矩形とすることができる。

本発明においては、測定結果の安定性のために、一視野当たり２００μｍ×２００μｍにおけるＣＩ値の分布を５視野測定し、それぞれの視野においてＣＩ値が０．２以下の面積率の割合を求め、５視野の平均値を算出して測定値とする。
本発明においては、ＥＢＳＤ測定における測定条件として以下を採用する。
（ａ）ＳＥＭ条件
・ビーム条件：加速電圧１５ｋＶ、照射電流量５×１０^-8Ａ
・ワークディスタンス：２５ｍｍ
・観察視野：２００μｍ×２００μｍ
・観察面：圧延面
・観察面の事前処理：リン酸６７％＋硫酸１０％＋水の溶液中で１５Ｖ×６０秒の条件で電解研磨して組織を現出

（ｂ）ＥＢＳＤ条件
・測定プログラム：ＯＩＭ Ｄａｔａ Ｃｏｌｌｅｃｔｉｏｎ
・データ解析プログラム：ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ（Ｖｅｒ．５．３）
・ステップ幅：０．５μｍ

［Ｎｉ−Ｓｉ粒子］
Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金に含まれる直径０．６〜０．７μｍの第１のＮｉ−Ｓｉ粒子（析出物）が０．５×１０^２〜１．７×１０^２個／ｍｍ^２であると好ましい。
上述のように、第１のＮｉ−Ｓｉ粒子の個数が多いほど、塑性変形領域Ｒの最大幅Ｗが狭くなる。従って、第１のＮｉ−Ｓｉ粒子の個数が多い方が良いが、１．７×１０^２個／ｍｍ^２を超える場合、ひっかき摩耗が促進される場合がある。
一方、第１のＮｉ−Ｓｉ粒子が０．５×１０^２個／ｍｍ^２以下となると、塑性変形領域Ｒの最大幅Ｗが広くなり、金型摩耗性が悪化する場合がある。

第１のＮｉ−Ｓｉ粒子の粒径及び個数は、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金の圧延平行断面を研磨し，エッチング後に、ＦＥ−ＳＥＭ（電解放射型走査電子顕微鏡）を用いて１５００〜５０００倍程度の倍率の像をもとに測定する。粒子解析ソフト及びＥＤＳ（エネルギー分散型Ｘ線分析）を用いて上記画像中の成分を測定し、母材成分と異なる成分で構成される粒子を第１のＮｉ−Ｓｉ粒子とみなす。各粒子のそれぞれの粒径を測定し、画像処理ソフト（例えば、アメリカ国立衛生研究所が公開しているＩｍａｇｅＪ）を使用して個数を数える。ここで、析出物に外接する円の直径を各Ｎｉ−Ｓｉ粒子の粒径とする。
後述する第１のＮｉ−Ｓｉ粒子の粒径及び個数の測定方法も同様である。

Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金の降伏比ＹＳ／ＴＳが０．９以上であり、加工硬化係数（ｎ値）が０．０５以下であると好ましい。
降伏比ＹＳ／ＴＳの値が０．９以上であると、ＴＳとＹＳの差が小さいため、伸び始めるとすぐに破断する。すなわち、降伏比が高いと材料がプレス中にすぐ破断することで、金型と材料の接触時間が短くなり、耐金型磨耗性が向上する。
また、加工硬化係数（ｎ値）は材料の均一伸びと相関のある値である。この値が小さいほど材料をプレスした際に、打ち抜きまでに必要な塑性変形領域が小さくなる。すなわち、ｎ値が０．０５以下であると、金型と材料の接触時間が短くなるため、耐金型磨耗性が向上する。

なお、加工硬化係数（ｎ値）は次のようにして求める。
引張試験において試験片を引張り、荷重を負荷すると、弾性限度を越えて最高荷重点に達するまでの塑性変形域では試験片各部は一様に伸びる(均一伸び)。この均一伸びが発生する塑性変形域では真応力σ_tと真ひずみε_tの間には式１
σ_t＝Ｋε_t ⁿ
の関係が成立し、これをｎ乗硬化則という。「ｎ」を加工硬化係数とする(須藤一：材料試験法、内田老鶴圃社、(１９７６)、ｐ．３４)。ｎは０≦ｎ≦１の値をとり、ｎが大きいほど加工硬化の程度が大きく、局所的な変形を受けた部分が加工硬化した際に他の部分に変形が移り、くびれが生じにくくなる。このため、ｎ値が大きい材料は一様な伸びを示す。

降伏比とｎ値はそれぞれ仕上げ圧延加工度と相関があり、後述する仕上げ圧延の圧延加工度を制御することで、降伏比とｎ値を調整できる。

仕上げ圧延の圧延加工度が１０％未満である場合、降伏比は０．９より小さくなり、ｎ値は０．０５より大きくなる。仕上げ圧延の圧延加工度が１０％以上１５％未満である場合は、加工硬化によりＹＳの値が増加することで降伏比が０．９以上となるので好ましい。一方でｎ値は、０．０５より大きいままである。
仕上げ圧延の圧延加工度が１５％以上３０％以下である場合、降伏比は０．９以上となり、均一伸びが低下することでｎ値は０．０５以下となり、最も好適な条件となる。

仕上げ圧延の圧延加工度が３０％を超えて４０％以下の範囲では、ＴＳと比較してＹＳの強度が早期に飽和することから降伏比が０．９未満となり、ｎ値は０．０５以下となる。圧延加工度が４０％を超えても同様の傾向であるが、降伏比がより小さくなることで金型摩耗性は悪化する。

［０．２％耐力］
Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金の圧延平行方向の０．２％耐力は、例えば７００ＭＰａ以上である。０．２％耐力を７００ＭＰａ以上とすると、強度が向上する。
なお、引張強さは、ＪＩＳ−Ｚ２２４１に従い引張試験して求める。引張試験の条件は、試験片幅１２．７ｍｍ、室温（１５〜３５℃）、引張速度５ｍｍ／ｍｍ、ゲージ長さ５０ｍｍとした。

［伸び］
Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金の圧延平行方向の伸びは、例えば１３％以下である。伸びの下限は特に制限されないが、例えば１％である。
又、伸びは、破断伸びであり、引張試験機により、ＪＩＳ−Ｚ２２４１に従い、上述の引張強さを測定するのと同時に測定した。そして、試験片が破断したときの標点間の長さＬ（ゲージ長さ）と、試験前の標点距離Ｌ０との差を％で求めた。
引張試験の条件は、試験片幅１２．７ｍｍ、室温（１５〜３５℃）、引張速度５ｍｍ／ｍｉｎ、ゲージ長さＬ＝５０ｍｍで、銅箔の圧延方向に引張試験する。

［導電率］
Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金の導電率（％ＩＡＣＳ）は、例えば３０以上である。

＜製造方法＞
本発明のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金は、通常、インゴットを熱間圧延、冷間圧延、溶体化処理、時効処理、仕上げ圧延、歪取焼鈍の順で行って製造することができる。溶体化処理前の冷間圧延や再結晶焼鈍は必須ではなく、必要に応じて実施してもよい。

＜熱間圧延＞
ここで、熱間圧延後で冷間圧延前の材料中の直径１．０μｍ以上３．５μｍ以下の第２のＮｉ−Ｓｉ粒子が１．０×１０^３〜３．５×１０^３個／ｍｍ^２の範囲内となるよう、熱間圧延を設定するとよい。これは、溶体化および時効処理の条件を調整してμｍレベルのＮｉ−Ｓｉ粒子を制御しようとすると、過時効等を行わなければならず、強度等の特性を損ねてしまうからである。
直径１．０μｍ以上３．５μｍ以下の第２のＮｉ−Ｓｉ粒子の個数を制御することは、最終製品の第１のＮｉ−Ｓｉ粒子の個数を制御することに対応する。
第２のＮｉ−Ｓｉ粒子が１．０×１０^３個／ｍｍ^２未満であると、第１のＮｉ−Ｓｉ粒子が０．５×１０^２個／ｍｍ^２未満となり、塑性変形領域Ｒの最大幅Ｗが広くなる場合がある。第２のＮｉ−Ｓｉ粒子が３．５×１０^３個／ｍｍ^２を超えると、第１のＮｉ−Ｓｉ粒子が１．７×１０^２個／ｍｍ^２以上となり、ひっかき摩耗が促進される。
第２のＮｉ−Ｓｉ粒子の直径及び個数を規制するための熱間圧延の条件としては、例えば熱間圧延温度８００〜１０００℃、保持時間１〜５ｈの範囲で調整することができる。

大気溶解炉中にて電気銅を溶解し、必要に応じて表１に示す添加元素を所定量投入し、溶湯を攪拌した。その後、鋳込み温度１２００℃にて鋳型に出湯し、表１に示す組成の銅合金インゴットを得た。インゴットを熱間圧延し、板厚を１０ｍｍとした。その後、面削、冷間圧延、溶体化処理、時効処理、低温熱処理、仕上げ圧延の順に行い、板厚０．０５〜０．４ｍｍの試料を得た。仕上げ冷間圧延の後に２００℃〜５００℃の温度範囲で１秒〜１０００秒間歪取焼鈍を行った。
なお、熱間圧延は１０００℃で３時間行い、溶体化処理を７００〜９００℃で行った。時効処理は４００℃〜５５０℃で１〜１５時間の範囲で、仕上げ圧延後の引張強さが最大となる温度及び時間で行い、仕上げ圧延は加工率１０〜４０％の範囲で実施した。

＜評価＞
得られた試料について以下の項目を評価した。
［導電率］
歪取焼鈍後の圧延平行方向の試料について、ＪＩＳＨ０５０５に準拠し、ダブルブリッジ装置を用いた四端子法により求めた体積抵抗率から導電率（％ＩＡＣＳ）を算出した。
［引張強さ］
歪取焼鈍後の試料につき、引張方向が圧延方向と平行になるように、プレス機を用いてＪＩＳ１３Ｂ号試験片を作製した。ＪＩＳ−Ｚ２２４１に従ってこの試験片の引張試験を行ない、引張強さＴＳを測定した。引張試験の条件は、試験片幅１２．７ｍｍ、室温（１５〜３５℃）、引張速度５ｍｍ／ｍｉｎ、ゲージ長さＬ＝５０ｍｍで、銅箔の圧延方向に引張試験した。

［伸び］
上記引張試験により、破断伸びを求めた。試験片が破断したときの標点間の長さＬと、試験前の標点距離Ｌ０との差を％で求めて伸びとした。

[ひっかき摩耗評価]
パンチキズ数：５ｍｍ角のパンチを使用し、各試料の圧延平行方向を長手方向として５×１５ｍｍに切り出した試料１０枚に対し、それぞれ１ショット（計１０ショット）打ち抜いた後のパンチ側面についたキズの数を目視で計数した。パンチキズ数が２０個以下であれば、金型のひっかき摩耗が少なく、金型摩耗性に優れる。

[塑性変形領域Ｒの最大幅]
上述のようにして測定した。

[金型摩耗性の評価]
金型磨耗性は、材料の機械的特性にも影響を受ける。これらの影響を総合的に判断するため、タレットパンチプレス機を使用し、２００×３００ｍｍ切り出した試料５枚に対して、各試料を２０万ショット打ち抜いた後のパンチ刃の摩耗量を測定することで金型摩耗性を評価した。パンチ刃の摩耗量は、プレス前を基準として測定した。
円筒形のパンチを使用し、クリアランスは板厚の５％、プレス速度は２９０ｓｈｏｔ／ｍｉｎとし、パンチの押し込み深さは板厚の５０％に設定した。また、パンチとダイはそれぞれ硬度の異なるものを使用し、パンチの硬度がダイの硬度の６０〜８０％の値となるよう設定した。

パンチ刃の摩耗量は、レーザー顕微鏡を使用し、図４に示すように、プレス前のパンチ刃の断面プロファイルＰ１と、プレス後のパンチ刃の断面プロファイルＰ２の間で高低差が生じた面積Ｓ１を摩耗した面積とみなし、その面積を算出した。図４の符号Ｄはプレス方向を示す。以下の基準で金型摩耗性を評価した。評価が○であれば、金型摩耗性が優れており、◎であればさらに優れていることを示す。
◎：摩耗面積が５００μｍ^２以下
○：摩耗面積が５００μｍ^２を超え８００μｍ^２未満
×：摩耗面積が８００μｍ^２以上

得られた結果を表１、表２に示す。

表１、表２から明らかなように、最大幅Ｗが１０μｍ以下である各実施例の場合、金型摩耗性に優れていた。また、仕上げ圧延の加工度が１５〜３０％のものはさらに金型摩耗性に優れ、降伏比ＹＳ／ＴＳが０．９以上、加工硬化係数ｎ値が０．０５以下となった。これは、金型と材料の接触時間が減少したためと考えられる。
なお、仕上げ圧延の加工度が１０％以上１５％未満の実施例５、７、９の場合、降伏比が０．９以上となったものの、ｎ値は、０．０５より大きかった。又、仕上げ圧延の加工度が３０％を超えて４０％以下の実施例２、３、１０、１１の場合、ｎ値が０．０５以下となったものの、降伏比が０．９より小さかった。但し、これらの実施例も実用上、問題はない。

一方、最大幅Ｗが１０μｍを超えた比較例１〜３の場合、金型摩耗性が劣った。

Claims (3)

1. 質量％で、Ｎｉ：２．０〜５．０％、Ｓｉ：０．３〜１．５％含有し、Ｎｉ／Ｓｉ比が１．３以上６．７以下であり、残部がＣｕ及び不可避不純物からなり、０．２％耐力ＹＳが７００ＭＰａ以上のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条であって、
   圧延平行方向を長手方向として５×１５ｍｍに切り出した試料の中央部を、板厚×０.２の深さまで、５ｍｍ角のパンチにより、該パンチの外側で前記試料を挟んで該パンチに対向するダイに向かって板厚方向にプレスし、
   前記長手方向に沿う断面をＥＢＳＤで結晶方位解析したとき、
   ＣＩ値が０．２未満の領域のうち、圧延平行方向の最大幅Ｗが１０μｍ以下であるＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条。
2. 降伏比ＹＳ／ＴＳが０．９以上、加工硬化係数ｎ値が０．０５以下である、請求項１に記載のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条。
3. 更にＭｇ、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｚｎ及びＣｒの群から選ばれる少なくとも１種以上を総量で０．００５〜１．０質量％含有する請求項１に記載のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条。

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