WO2019171951A1 - 銅合金板材およびその製造方法 - Google Patents

銅合金板材およびその製造方法 Download PDF

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WO2019171951A1
WO2019171951A1 PCT/JP2019/006273 JP2019006273W WO2019171951A1 WO 2019171951 A1 WO2019171951 A1 WO 2019171951A1 JP 2019006273 W JP2019006273 W JP 2019006273W WO 2019171951 A1 WO2019171951 A1 WO 2019171951A1
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copper alloy
mass
alloy sheet
less
mpa
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PCT/JP2019/006273
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直太 樋上
貴宣 杉本
和貴 吉田
宏人 成枝
Original Assignee
Ｄｏｗａメタルテック株式会社
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Publication date
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    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01B—CABLES; CONDUCTORS; INSULATORS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR CONDUCTIVE, INSULATING OR DIELECTRIC PROPERTIES
    • H01B1/00—Conductors or conductive bodies characterised by the conductive materials; Selection of materials as conductors
    • H01B1/02—Conductors or conductive bodies characterised by the conductive materials; Selection of materials as conductors mainly consisting of metals or alloys
    • H01B1/026—Alloys based on copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C9/00—Alloys based on copper
    • C22C9/04—Alloys based on copper with zinc as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/08—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of copper or alloys based thereon

Definitions

  • the present invention relates to a copper alloy sheet and a method for manufacturing the same, and more particularly to a Cu—Zn—Sn based copper alloy sheet used for electrical and electronic parts such as connectors, lead frames, relays, and switches, and a method for manufacturing the same.
  • a plate material for an electronic component a plate material having good conductivity, strength, bending workability or stress relaxation resistance and a relatively low cost is appropriately selected and used depending on the application.
  • Phosphor bronze has a relatively good balance of strength, corrosion resistance, stress corrosion cracking resistance and stress relaxation properties.
  • hot working cannot be performed. It contains about 6% of expensive Sn, which is disadvantageous in terms of cost.
  • brass Cu—Zn-based copper alloy
  • the strength of brass is lower than that of phosphor bronze, and the brass having the highest strength is EH (H06).
  • EH EH
  • the tensile strength is generally 550 MPa. This tensile strength corresponds to the tensile strength of two types of phosphor bronze H (H04).
  • the type 1 brass (C2600-SH) strip product is also inferior in stress corrosion cracking resistance.
  • JP 2001-164328 A (paragraph number 0013) JP 2002-88428 A (paragraph number 0014) JP 2009-62610 A (paragraph number 0019)
  • the present invention provides an inexpensive copper alloy sheet material that is excellent in bending workability and excellent in stress corrosion cracking resistance and stress relaxation characteristics while maintaining high strength, and its An object is to provide a manufacturing method.
  • the present inventors have found that 17 to 32% by mass of Zn, 0.1 to 4.5% by mass of Sn, 0.5 to 2.0% by mass of Si, In a copper alloy sheet having a composition containing 0.01 to 0.3% by mass of P, with the balance being Cu and inevitable impurities, the sum of the P content and the Si content is 1% by mass or more And the X-ray diffraction intensity of the ⁇ 220 ⁇ crystal plane on the plate surface of the copper alloy sheet is I ⁇ 220 ⁇ , and the X-ray diffraction intensity of the ⁇ 420 ⁇ crystal plane is I ⁇ 420 ⁇ , I ⁇ 220 ⁇ / I An inexpensive copper alloy sheet with excellent bending workability and excellent stress corrosion cracking resistance and stress relaxation resistance while maintaining high strength by having a crystal orientation satisfying ⁇ 420 ⁇ ⁇ 2.0 Has been found to be able to be produced, and the present invention has been completed.
  • the copper alloy sheet according to the present invention has 17 to 32% by mass of Zn, 0.1 to 4.5% by mass of Sn, 0.5 to 2.0% by mass of Si, and 0.01 to 0.3% by mass.
  • the copper alloy sheet having a composition containing P in an amount of P and the balance being Cu and inevitable impurities the sum of the P content and the Si content is 1% by mass or more, and the copper alloy sheet Assuming that the X-ray diffraction intensity of the ⁇ 220 ⁇ crystal plane in the plane is I ⁇ 220 ⁇ and the X-ray diffraction intensity of the ⁇ 420 ⁇ crystal plane is I ⁇ 420 ⁇ , I ⁇ 220 ⁇ / I ⁇ 420 ⁇ ⁇ 2.0 It has the crystal orientation which satisfy
  • the copper alloy sheet may have a composition further containing 1% by mass or less of Ni or Co, Fe, Cr, Mg, Al, B, Zr, Ti, Mn, Au, Ag, Pb, Cd and Be. You may have the composition which further contains 1 or more types of elements chosen from the group which consists of in the range of 3 mass% or less in total. Further, this copper alloy sheet preferably has an average crystal grain size of 3 to 20 ⁇ m. The tensile strength of the copper alloy sheet is preferably 550 MPa or more, and the 0.2% proof stress is preferably 500 MPa or more. Moreover, it is preferable that the electrical conductivity of a copper alloy board
  • the method for producing a copper alloy sheet according to the present invention comprises 17 to 32% by mass of Zn, 0.1 to 4.5% by mass of Sn, 0.5 to 2.0% by mass of Si, and 0.01 to 0%.
  • hot rolling is performed at a working rate of 90% or more at 900 ° C. to 300 ° C. with a working rate of the rolling pass at a temperature of 650 ° C. or lower being 10% or higher, and then after performing intermediate cold rolling, 400%.
  • a copper alloy sheet is produced by performing intermediate annealing at ⁇ 800 ° C., then performing finish cold rolling at a processing rate of 30% or less and then performing low-temperature annealing at a temperature of 450 ° C. or less.
  • the processing rate of the rolling pass at a temperature of 650 ° C. or less in hot rolling is 35% or less.
  • the intermediate annealing it is preferable to perform the heat treatment by setting the holding time and the ultimate temperature at 400 to 800 ° C. so that the average crystal grain size after annealing becomes 3 to 20 ⁇ m.
  • the copper alloy sheet may have a composition further containing 1% by mass or less of Ni or Co.
  • Fe, Cr, Mg, Al, B, Zr, Ti, Mn , Au, Ag, Pb, Cd and Be may have a composition further containing one or more elements selected from the group consisting of 3% by mass or less.
  • the intermediate cold rolling and the intermediate annealing may be alternately repeated a plurality of times.
  • the connector terminal according to the present invention is characterized by using the above-described copper alloy sheet as a material.
  • Embodiments of the copper alloy sheet according to the present invention include 17 to 32 mass% Zn, 0.1 to 4.5 mass% Sn, 0.5 to 2.0 mass% Si, and 0.01 to 0.00 mass.
  • a copper alloy plate material having a composition containing 3% by mass of P and the balance being Cu and inevitable impurities the sum of the P content and the Si content is 1% by mass or more, and the copper alloy plate material I ⁇ 220 ⁇ / I ⁇ 420 ⁇ ⁇ 2 where the X-ray diffraction intensity of the ⁇ 220 ⁇ crystal plane on the plate surface is I ⁇ 220 ⁇ and the X-ray diffraction intensity of the ⁇ 420 ⁇ crystal plane is I ⁇ 420 ⁇ .
  • the embodiment of the copper alloy sheet according to the present invention is a sheet made of a Cu—Zn—Sn—Si—P alloy in which Sn, Si and P are added to a Cu—Zn based alloy containing Cu and Zn.
  • the crystal orientation of the copper alloy sheet is I ⁇ 220 ⁇ / I ⁇ 420 ⁇ ⁇ 2.0 (preferably I ⁇ 220 ⁇ / I ⁇ 420 ⁇ ⁇ 1.8). If I ⁇ 220 ⁇ / I ⁇ 420 ⁇ of the copper alloy sheet is too large, the bending workability is deteriorated.
  • Zn has the effect of improving the strength and springiness of the copper alloy sheet. Since Zn is cheaper than Cu, it is preferable to add a large amount of Zn. However, when the Zn content exceeds 32% by mass, the cold workability of the copper alloy sheet material is remarkably lowered due to the formation of the ⁇ phase, and the stress corrosion cracking resistance is also lowered. And solderability is also reduced. On the other hand, if the Zn content is less than 17% by mass, the copper alloy sheet lacks the strength and springiness such as 0.2% proof stress and tensile strength, increases the Young's modulus, and also when the copper alloy sheet is dissolved.
  • the Zn content is preferably 17 to 32% by mass, more preferably 17 to 27% by mass, and most preferably 18 to 23% by mass.
  • the copper alloy sheet preferably contains Sn.
  • the Sn content exceeds 4.5% by mass, the electrical conductivity of the copper alloy sheet material is drastically reduced, and the grain boundary segregation becomes severe in the coexistence with Zn, so that the hot workability is remarkably reduced.
  • the Sn content is preferably 0.1 to 4.5% by mass, and more preferably 0.2 to 2.5% by mass.
  • the Si has the effect of improving the stress corrosion cracking resistance of the copper alloy sheet even in a small amount.
  • the Si content is preferably 0.5% by mass or more.
  • the Si content is preferably 0.5 to 2.0% by mass, and more preferably 0.5 to 1.9% by mass.
  • the P content is preferably more than 0.01% by mass. However, if the P content exceeds 0.3% by mass, the conductivity tends to decrease, so it is better that the P content is not too much. Accordingly, the P content is preferably 0.01 to 0.3% by mass, and more preferably 0.01 to 0.25% by mass.
  • the sum of the P content and the Si content is lower than 1% by mass, the effect of improving the stress corrosion cracking resistance of the copper alloy sheet may not be sufficiently obtained.
  • the copper alloy sheet may have a composition further containing 1% by mass or less (preferably 0.7% by mass or less) of Ni or Co.
  • the copper alloy plate material is composed of 3% by mass in total of one or more elements selected from the group consisting of Fe, Cr, Mg, Al, B, P, Zr, Ti, Mn, Au, Ag, Pb, Cd, and Be. You may have the composition further included in the range of the following (preferably 1 mass% or less, More preferably, 0.5 mass% or less).
  • the tensile strength of the copper alloy plate material is preferably 550 MPa or more, and more preferably 580 MPa or more, in order to reduce the size and thickness of electrical and electronic parts such as connectors.
  • the 0.2% yield strength of the copper alloy sheet is preferably 500 MPa or more, and more preferably 520 MPa or more.
  • the electrical conductivity of the copper alloy sheet is preferably 8% IACS or more, and 8.5% IACS or more in order to suppress the generation of juule heat due to energization as electrical and electronic parts such as connectors are highly integrated. More preferably.
  • the longitudinal direction from the copper alloy sheet is LD (rolled) in accordance with the stress relaxation test of the cantilever screw type stipulated in the Japan Electronic Materials Industry Standard ESMA-1011.
  • Direction and the width direction is TD (direction perpendicular to the rolling direction and the plate thickness direction) (length 60 mm ⁇ width 10 mm), and a portion on one end side in the longitudinal direction of the test piece is fixed.
  • the plate is fixed in a state where a load stress corresponding to 80% of 0.2% proof stress is applied to the position of the span length of 30 mm at the other end in the longitudinal direction so that the thickness direction is the direction of deflection displacement.
  • the stress relaxation rate is preferably 25% or less. % Or less is more preferable And most preferably equal to or less than 22%.
  • the stress corrosion cracking resistance of a copper alloy sheet As an evaluation of the stress corrosion cracking resistance of a copper alloy sheet, a bending stress equivalent to 80% of 0.2% proof stress was applied to a test piece cut out from the copper alloy sheet, and the test piece was added to 3% by mass of ammonia water.
  • the time until the crack is observed is 100 hours or more. Is more preferable, 110 hours or more is more preferable, and 120 hours or more is most preferable.
  • this time is preferably 20 times or more, more preferably 22 times or more, and more preferably 24 times or more as compared with the time (5 hours) of a commercially available brass type 1 (C2600-SH) plate material. Most preferably.
  • the ratio R / t of the minimum bending radius R and the sheet thickness t in the 90 ° W bending test is 0.7. Or less, more preferably 0.6 or less.
  • the copper alloy sheet as described above can be manufactured by the embodiment of the method for manufacturing a copper alloy sheet according to the present invention.
  • An embodiment of a method for producing a copper alloy sheet according to the present invention includes a melting / casting step of melting and casting a copper alloy raw material having the above-described composition, and a temperature of 650 ° C. or less (preferably 650 ° C.) after the melting / casting step.
  • a finish cold rolling process in which finish cold rolling is performed, and a low temperature annealing process in which annealing is performed at a temperature of 450 ° C. or lower after the finish cold rolling process will be described in detail.
  • chamfering may be performed as necessary, and after each heat treatment, pickling, polishing, and degreasing may be performed as necessary.
  • a slab is produced by continuous casting or semi-continuous casting after melting the raw material of the copper alloy by a method similar to a general brass melting method.
  • dissolving a raw material is enough for an air atmosphere.
  • the processing rate of the rolling pass at a temperature of 650 ° C. or less (preferably 650 ° C.
  • to 300 ° C. is 10% or more (preferably 10 to 35%, more preferably 10 to 20%), and rolling at a processing rate of 90% or more is performed at 900 to 300 ° C.
  • rolling at a processing rate of 90% or more is performed at 900 to 300 ° C.
  • the slab is hot-rolled, by performing the first rolling pass at a temperature higher than 600 ° C. where recrystallization is likely to occur, the cast structure can be destroyed and the components and the structure can be made uniform.
  • rolling at a high temperature exceeding 900 ° C. is not preferable because cracking may occur in a portion where the melting point is lowered, such as a segregated portion of an alloy component.
  • the processing rate is preferably 50% or more, more preferably 60% or more, and most preferably 70% or more.
  • this intermediate annealing step annealing is performed at 400 to 800 ° C. (preferably 400 to 700 ° C.).
  • the average crystal grain size after annealing is 400 to 800 ° C. (preferably, so that the average grain size after annealing is 20 ⁇ m or less (preferably 18 ⁇ m or less, more preferably 17 ⁇ m or less) and 3 ⁇ m or more (preferably 4 ⁇ m or more). It is preferable to perform the heat treatment by setting the holding time and the ultimate temperature at 400 to 700 ° C., more preferably 450 to 650 ° C.
  • the grain size of the recrystallized grains by annealing varies depending on the cold rolling processing rate and chemical composition before annealing, but the relationship between the annealing heat pattern and the average grain size is obtained by experiment in advance for each alloy.
  • the holding time and the reached temperature can be set at 400 to 800 ° C.
  • appropriate conditions can be set in the heating condition of holding at 400 to 800 ° C. for several seconds to several hours.
  • the intermediate cold rolling process and the intermediate annealing process may be repeated in this order.
  • it is preferable to perform heat treatment at a temperature equal to or higher than the other intermediate annealing temperature in the final intermediate annealing (recrystallization annealing) step, and the average crystal grain after the last intermediate annealing step At 400 to 800 ° C. (preferably 400 to 700 ° C., more preferably 450 to 650 ° C.) so that the diameter is 20 ⁇ m or less (preferably 18 ⁇ m or less, more preferably 17 ⁇ m or less) and 3 ⁇ m or more (preferably 4 ⁇ m or more). It is preferable to perform the heat treatment by setting the holding time and the reached temperature.
  • Finish cold rolling is performed to improve the strength level. If the finish cold rolling ratio is too low, the strength is low, but a rolling texture having ⁇ 220 ⁇ as the main orientation component develops as the finish cold rolling ratio increases. On the other hand, if the processing rate of finish cold rolling is too high, the rolling texture in the ⁇ 220 ⁇ orientation becomes relatively dominant, and it is possible to realize a crystal orientation that improves both strength and bending workability. Can not. Therefore, the finish cold rolling needs to be rolled at a processing rate of 30% or less, more preferably at a processing rate of 5 to 29%, and most preferably at a processing rate of 10 to 28%.
  • the final plate thickness is preferably about 0.02 to 1.0 mm, more preferably 0.05 to 0.5 mm, and most preferably 0.05 to 0.3 mm. .
  • Low temperature annealing process After finish cold rolling, in order to improve the stress corrosion cracking characteristics and bending workability by reducing the residual stress of the copper alloy sheet material, and to improve the stress relaxation characteristics by reducing dislocations on the pores and slip surface, Low temperature annealing may be performed.
  • low temperature annealing at a temperature of 450 ° C. or less, and preferably a heating temperature of 150 to 400 ° C. (more preferably 300 to 400 ° C.) (preferably in an intermediate annealing step).
  • Low temperature annealing is performed at a temperature lower than the annealing temperature).
  • this low temperature annealing strength, stress corrosion cracking resistance, bending workability and stress relaxation resistance can be improved at the same time, and the electrical conductivity can be increased. If this heating temperature is too high, it softens in a short time, and variations in characteristics are likely to occur in both batch and continuous systems. On the other hand, if the heating temperature is too low, the effect of improving the above characteristics cannot be obtained sufficiently.
  • the holding time at this heating temperature is preferably 5 seconds or longer, and usually good results can be obtained within 1 hour.
  • a copper alloy (Example 1) containing 20% by mass of Zn, 0.79% by mass of Sn, 1.9% by mass of Si and 0.05% by mass of P, with the balance being Cu, 20% by mass of Zn And 0.80% by mass of Sn, 1.9% by mass of Si and 0.10% by mass of P, with the balance being Cu (Example 2), 20% by mass of Zn and 0.79% by mass % Cu, 1.9 mass% Si and 0.20 mass% P, the balance being Cu alloy (Example 3), 20 mass% Zn, 0.78 mass% Sn and 1 Copper alloy (Example 4) containing 1% by mass of Si and 0.05% by mass of P with the balance being Cu, 20% by mass of Zn, 0.80% by mass of Sn and 1.0% by mass of A copper alloy (Example 5) containing Si and 0.10% by mass of P with the balance being Cu, 20% by mass of Zn, 0.79% by mass of Sn and 1.0 A copper alloy (Example 1) containing Si and 0.10% by mass of P
  • Example 12 20% by mass of Zn, 0.80% by mass of Sn, 1.8% by mass of Si, 0.10% by mass of P and 0.5% by mass of Ni, with the balance being Cu
  • a copper alloy (Example 13) comprising 19% by weight of Zn, 0.78% by weight of Sn, 1.8% by weight of Si, 0.10% by weight of P and 0.5% by weight of Co, the balance
  • a copper alloy (Example 14) in which Cu is made of Cu, 20% by mass of Zn, 0.77% by mass of Sn, 1.9% by mass of Si, 0.10% by mass of P, and 0.15% by mass of Fe
  • a copper alloy (Example 15) containing 0.07% by mass of Cr and 0.08% by mass of Mn, with the balance being Cu, 20% by mass of Zn and 0.1% by mass.
  • Example 16 80 wt% Sn, 1.7 wt% Si, 0.10 wt% P, 0.08 wt% Mg, 0.08 wt% Al, 0.1 wt% Zr and 0.1 wt% Copper alloy containing 15% Ti and the balance being Cu (Example 16), 20% by weight of Zn, 0.80% by weight of Sn, 1.7% by weight of Si, 0.10% by weight of P and 0 A copper alloy (Example 17) containing 0.05% by mass of B, 0.05% by mass of Pb and 0.1% by mass of Be, the balance being Cu, 21% by mass of Zn and 0.79% by mass of Sn, 1.9% by mass of Si, 0.10% by mass of P, 0.05% by mass of Au, 0.08% by mass of Ag, 0.08% by mass of Pb, and 0.07% by mass of Cd.
  • a copper alloy comprising Cu, the balance being 20% by mass of Zn, 0.80% by mass of Sn and 0.20% by mass of P, with the balance being Cu
  • a copper alloy (Comparative Example 1) comprising 20% by mass of Zn and 0.80% by mass of Sn with the balance being Cu (Comparative Example 2), 20% by mass of Zn and 0.79% by mass
  • a copper alloy (Comparative Example 3) comprising Cu and the balance consisting of Cu, 19 mass% Zn, 0.77 mass% Sn and 1.0 mass% Si, Copper alloy (comparative example 4) with the balance being Cu, 20% by mass of Zn, 0.80% by mass of Sn, 1.9% by mass of Si and 0.10% by mass of P, with the balance being made of Cu
  • a 100 mm ⁇ 100 mm ⁇ 100 mm slab was cut out from each ingot obtained by melting and casting each of the copper alloys (Comparative Example 5).
  • the sum (6P + Si) of 6 times P content and Si content in each copper alloy is 2.2 mass% (Example 1) and 2.5 mass% (Example 2, 15, 18), respectively.
  • Comparative Example 5 3.1 mass% (Example 3), 1.4 mass% (Example 4), 1.6 mass% (Example 5), 2.2 mass% (Example 6), 1.1% by mass (Examples 7 and 9), 1.7% by mass (Example 8), 2.4% by mass (Examples 10, 13, and 14), 2.3% by mass (Examples 11 and 12) 16, 17), 1.2% by mass (Comparative Example 1), 0% by mass (Comparative Example 2), 0.5% by mass (Comparative Example 3), and 1.0% by mass (Comparative Example 4). .
  • Each slab was heated at 750 ° C. for 30 minutes and then hot-rolled in a temperature range of 900 ° C. to 300 ° C. to a thickness of 10 mm (working rate 90%).
  • the processing rate is 15% (Examples 1 to 18) and 5% (Comparative Examples 1 to 5) in the temperature range of 650 ° C to 300 ° C among the temperature range of 900 ° C to 300 ° C. It was.
  • a thickness of 0.38 mm (Examples 1 to 3, 10, 13 to 18) at a processing rate of 76%, a processing rate of 75% and a thickness of 0.40 mm (Examples 4 to 6, Comparative Example 4), A processing rate of 74% and a thickness of 0.42 mm (Examples 7 to 9, 12 and Comparative Example 3), a processing rate of 78% and a thickness of 0.35 mm (Example 11), and a processing rate of 72% and a thickness of 0.45 mm (Comparative Examples 1 and 2), and after cold rolling to a thickness of 0.37 mm (Comparative Example 5) at a processing rate of 77%, 500 ° C.
  • Examples 1 to 3, 5 to 10, 15 to 18, respectively (Comparative Examples 1, 3 to 4) Hold at 550 ° C. (Examples 4 and 11), 600 ° C. (Examples 12 to 14), 525 ° C. (Comparative Example 2), and 350 ° C. (Comparative Example 5) for 10 minutes ( The last (inter) annealing (recrystallization annealing) was performed.
  • a thickness of 0.30 mm (Examples 1 to 3, 10, 13 to 18) at a processing rate of 21%, and a thickness of 0.30 mm (Examples 4 to 6 and Comparative Example 4) at a processing rate of 25%, A processing rate of 27% and a thickness of 0.30 mm (Examples 7 to 9, 12 and Comparative Example 3), a processing rate of 15% and a thickness of 0.30 mm (Example 11), and a processing rate of 33% and a thickness of 0.30 mm (Comparative Examples 1 and 2) After finishing cold rolling to a thickness of 0.31 mm (Comparative Example 5) at a processing rate of 15%, 350 ° C.
  • Examples 1 to 3, 7 to 8, 10 to 18 respectively Comparative Example 3
  • 300 ° C. Comparative Examples 4 and 9, Comparative Examples 1 and 2, 5
  • 325 ° C. Comparative Example 4
  • Examples 5 to 6 and Comparative Example 4 were subjected to low temperature annealing for 30 minutes.
  • Samples were taken from the copper alloy sheet materials of Examples 1 to 18 and Comparative Examples 1 to 5 obtained in this manner, and the average crystal grain size, X-ray diffraction strength, conductivity, tensile strength (0 .2% yield strength and tensile strength), stress relaxation resistance, stress corrosion cracking resistance, and bending workability were examined as follows.
  • the average crystal grain size of the crystal grain structure was measured by polishing the plate surface (rolled surface) of the copper alloy sheet, etching it, observing the surface with an optical microscope, and cutting with JIS H0501. As a result, the average crystal grain sizes were 5 ⁇ m (Examples 1 to 10, 13 to 18, Comparative Examples 1 to 4), 6 ⁇ m (Example 11), 15 ⁇ m (Example 12), and 2 ⁇ m (Comparative Example 5), respectively. there were.
  • the X-ray diffraction intensity (X-ray diffraction integrated intensity) is measured using an X-ray diffractometer (XRD) (RINT2000 manufactured by Rigaku Corporation), a Cu tube, a tube voltage of 40 kV, and a tube current of 20 mA. Then, the integrated intensity I ⁇ 220 ⁇ of the diffraction peak on the ⁇ 220 ⁇ plane and the integrated intensity I ⁇ 420 ⁇ of the diffraction peak on the ⁇ 420 ⁇ plane were measured for the plate surface (rolled surface) of the sample. Using these measured values, the X-ray diffraction intensity ratio I ⁇ 220 ⁇ / I ⁇ 420 ⁇ was determined to be 1.6 (Examples 1 to 4, 6, 10 to 11, 13 to 14, and 17).
  • the electrical conductivity of the copper alloy sheet was measured according to the electrical conductivity measurement method of JIS H0505. As a result, the electrical conductivity was 10.1% IACS (Example 1), 9.6% IACS (Example 2), 9.3% IACS (Example 3), and 14.2% IACS (Example 4), respectively.
  • Example 10 13.4% IACS (Example 5), 13.0% IACS (Example 6), 16.0% IACS (Example 7), 15.8% IACS (Example 8), 14.2% IACS (Example 9), 14.0% IACS (Example 10), 8.9% IACS (Example 11), 9.6% IACS (Example 12), 10.4% IACS (Example 13) 10.1% IACS (Example 14), 9.6% IACS (Example 15), 9.8% IACS (Example 16), 9.5% IACS (Example 17), 9.6% IACS (Example 18), 24.1% IACS (Comparative Example 1), 25.5% IACS (Comparative Example 2) , 16.0% IACS (Comparative Example 3), 13.0% IACS (Comparative Example 4) was 9.0% IACS (Comparative Example 5).
  • the stress relaxation resistance property of the copper alloy sheet was evaluated by a cantilever screw type stress relaxation test defined in the Japan Electronic Materials Industries Association Standard EMAS-1011. Specifically, a test piece (length 60 mm ⁇ width 10 mm) having a length direction of LD (rolling direction) and a width direction of TD (direction perpendicular to the rolling direction and the plate thickness direction) is taken from a copper alloy sheet. The length of one end in the longitudinal direction of the test piece is fixed to a cantilever screw type deflection displacement load test jig, and the span of the portion on the other end in the longitudinal direction is set so that the plate thickness direction is the direction of deflection displacement. Deflection after the test piece was held at 150 ° C.
  • the stress relaxation rates were 20% (Examples 1-2, 5-6, 10, 14), 19% (Examples 3, 15-16), 21% (Examples 4 and 7), 18 % (Examples 8 to 9, 12, 17), 16% (Example 11), 17% (Examples 13 and 18), 40% (Comparative Examples 1 and 5), and 45% (Comparative Example 2). It was.
  • the stress corrosion cracking resistance of the copper alloy sheet is determined by arching a test piece having a width of 10 mm taken from the copper alloy sheet so that the surface stress at the center in the longitudinal direction is 80% of the 0.2% proof stress. In a bent state, the specimen is held at 25 ° C. in a desiccator containing 3% by mass of ammonia water, and a 10 mm wide specimen taken out every hour was observed for cracking at a magnification of 100 times using an optical microscope.
  • Example 7 124 hours (Example 7), 150 hours (Example 8), 135 hours (Example 9), 185 hours (Example 10), 201 hours (Example 11), 189 hours (Example 12), 190 hours (Example 13), 200 hours (Example 14), 190 hours (Example 15), 205 hours (Example 16), 192 hours (Example 17), 199 hours (Example 18), 40 hours (Comparative Example 1) Cracking was observed after 30 hours (Comparative Example 2), 92 hours (Comparative Example 3), 95 hours (Comparative Example 4), and 180 hours (Comparative Example 5).
  • Example 1 32 times (Example 1), 40 times (Example 2), 65 times (Example 3), 27 times (Example 4), 33 times (Example 5), 50 times (Example 6), 25 times (Example 7), 30 times (Example 8), 27 times (Example 9), 37 times (Example 10), 40 times (Example 11), 38 times (Example 12), 38 times (Example 13), 40 times (Example 14), 38 times (Example 15), 41 times (Example 16), 38 times (Example 17), 40 times (implemented) Example 18), 8 times (Comparative Example 1), 6 times (Comparative Example 2), 18 times (Comparative Example 3), 19 times (Comparative Example 4) and 35 times (Comparative Example 5).
  • a bending test piece (width 10 mm) is cut out from the copper alloy sheet so that the longitudinal direction is TD (direction perpendicular to the rolling direction and the plate thickness direction),
  • TD direction perpendicular to the rolling direction and the plate thickness direction
  • a 90 ° W bending test in accordance with JIS H3130 was conducted using LD (rolling direction) as a bending axis (BadWay bending (BW bending)).
  • LD rolling direction
  • BW bending a bending axis
  • R / t was 0.3 or less (Examples 1 and 9) and 0.6 (Examples 2 to 3, 5 to 6, 8, 11 to 12, 14, 18 and Comparative Example 5), respectively. The results were 0.3 (Examples 4, 7, 10, 13, 15 to 17), 1.0 (Comparative Examples 1 and 2), and 0.8 (Comparative Examples 3 to 4).
  • Tables 1 to 4 show the production conditions and characteristics of the copper alloy sheet materials of these examples and comparative examples.
  • the rate of hot rolling at a temperature of 650 ° C. or lower does not include Si, and the processing rate of the rolling pass is lower than 10%, and I ⁇ 220 ⁇ / I ⁇ It can be seen that when 420 ⁇ > 2.0, the stress corrosion cracking resistance, the stress relaxation resistance and the bending workability deteriorate.
  • the processing rate of the rolling pass of hot rolling at a temperature of 650 ° C. or less without including P is made lower than 10%, and I ⁇ 220 ⁇ / I ⁇ It can be seen that when 420 ⁇ > 2.0, the stress corrosion cracking resistance and bending workability deteriorate.
  • the processing rate of the hot rolling rolling pass at a temperature of 650 ° C. or lower is made lower than 10%, so that I ⁇ 220 ⁇ / I ⁇ 420 ⁇ > 2.0.
  • the temperature of the final intermediate annealing is made lower than 400 ° C. and the average crystal grain size becomes 2 ⁇ m, the stress relaxation resistance is deteriorated.

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Abstract

高強度を維持しながら、曲げ加工性に優れ、且つ耐応力腐食割れ性および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。１７～３２質量％のＺｎと０．１～４．５質量％のＳｎと０．５～２．０質量％のＳｉと０．０１～０．３質量％のＰ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、Ｐの含有量の６倍とＳｉの含有量との和が１質量％以上であり、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、｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛４２０｝とすると、Ｉ｛２２０｝／Ｉ｛４２０｝≦２．０を満たす結晶配向を有する。

Description

銅合金板材およびその製造方法
　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－Ｓｎ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ている。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ている。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ている。
　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。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、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－ＳＨ）の板条製品では、一般に引張強さが５５０ＭＰａ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－ＳＨ）の板条製品では、耐応力腐食割れ性も劣っている。
　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５７０ＭＰａ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、Ｓｉ、Ｎｉ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）。
特開２００１－１６４３２８号公報（段落番号００１３） 特開２００２－８８４２８号公報（段落番号００１４） 特開２００９－６２６１０号公報（段落番号００１９）
　しかし、黄銅（Ｃｕ－Ｚｎ系銅合金）にＳｎ、Ｓｉ、Ｎｉ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。
　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、曲げ加工性に優れ、且つ耐応力腐食割れ性および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、１７～３２質量％のＺｎと０．１～４．５質量％のＳｎと０．５～２．０質量％のＳｉと０．０１～０．３質量％のＰ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、Ｐの含有量の６倍とＳｉの含有量との和を１質量％以上にし、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、｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛４２０｝とすると、Ｉ｛２２０｝／Ｉ｛４２０｝≦２．０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、曲げ加工性に優れ、且つ耐応力腐食割れ性および耐応力緩和特性に優れた安価な銅合金板材を製造す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、１７～３２質量％のＺｎと０．１～４．５質量％のＳｎと０．５～２．０質量％のＳｉと０．０１～０．３質量％のＰ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、Ｐの含有量の６倍とＳｉの含有量との和が１質量％以上であり、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、｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛４２０｝とすると、Ｉ｛２２０｝／Ｉ｛４２０｝≦２．０を満たす結晶配向を有することを特徴とする。
　この銅合金板材は、１質量％以下のＮｉまたはＣｏをさらに含む組成を有してもよく、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｂ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ａｕ、Ａｇ、Ｐｂ、ＣｄおよびＢｅ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、この銅合金板材において、平均結晶粒径が３～２０μｍであるのが好ましい。また、銅合金板材の引張強さが５５０ＭＰａ以上であるのが好ましく、０．２％耐力が５００ＭＰａ以上であるのが好ましい。また、銅合金板材の導電率が８％ＩＡＣＳ以上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、１７～３２質量％のＺｎと０．１～４．５質量％のＳｎと０．５～２．０質量％のＳｉと０．０１～０．３質量％のＰを含み、残部がＣｕおよび不可避不純物であり且つＰの含有量の６倍とＳｉの含有量との和が１質量％以上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、６５０℃以下の温度における圧延パスの加工率を１０％以上として９００℃～３００℃において加工率９０％以上の熱間圧延を行い、次いで、中間冷間圧延を行った後に４００～８００℃で中間焼鈍を行い、次いで、加工率３０％以下で仕上げ冷間圧延を行った後に４５０℃以下の温度で低温焼鈍を行うことにより、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では、熱間圧延において６５０℃以下の温度における圧延パスの加工率を３５％以下とするのが好ましい。また、中間焼鈍において、焼鈍後の平均結晶粒径が３～２０μｍになるように４００～８００℃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。
　また、この銅合金板材の製造方法において、銅合金板材が、１質量％以下のＮｉまたはＣｏをさらに含む組成を有してもよく、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｂ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ａｕ、Ａｇ、Ｐｂ、ＣｄおよびＢｅ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、中間冷間圧延と中間焼鈍を交互に複数回繰り返してもよい。
　さらに、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、曲げ加工性に優れ、且つ耐応力腐食割れ性および耐応力緩和特性に優れた安価な銅合金板材を製造することができる。
　本発明による銅合金板材の実施の形態は、１７～３２質量％のＺｎと０．１～４．５質量％のＳｎと０．５～２．０質量％のＳｉと０．０１～０．３質量％のＰ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、Ｐの含有量の６倍とＳｉの含有量との和が１質量％以上であり、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、｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛４２０｝とすると、Ｉ｛２２０｝／Ｉ｛４２０｝≦２．０を満たす結晶配向を有する。
　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系合金にＳｎとＳｉとＰが添加されたＣｕ－Ｚｎ－Ｓｎ－Ｓｉ－Ｐ合金からなる板材である。
　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、｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛４２０｝とすると、銅合金板材の結晶配向は、Ｉ｛２２０｝／Ｉ｛４２０｝≦２．０（好ましくは、Ｉ｛２２０｝／Ｉ｛４２０｝≦１．８））を満たす。銅合金板材のＩ｛２２０｝／Ｉ｛４２０｝が大き過ぎると、曲げ加工性が悪くなる。
　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３２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１７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、インゴットのブローホー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含有量は、１７～３２質量％であるのが好ましく、１７～２７質量％であるのがさらに好ましく、１８～２３質量％であるのが最も好ましい。
　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４．５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、Ｓｎ含有量は、０．１～４．５質量％であるのが好ましく、０．２～２．５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、０．５質量％以上であるのが好ましい。しかし、Ｓｉ含有量が２．０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、Ｓｉ含有量は、０．５～２．０質量％であるのが好ましく、０．５～１．９質量％であるのがさらに好ましい。
　Ｐ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、Ｐ含有量は、０．０１質量％より多いのが好ましい。しかし、Ｐ含有量が０．３質量％を超えると、導電性が低下し易いので、Ｐ含有量は多過ぎない方がよい。したがって、Ｐ含有量は、０．０１～０．３質量％であるのが好ましく、０．０１～０．２５質量％であるのがさらに好ましい。
　なお、Ｐの含有量の６倍とＳｉの含有量との和が１質量％より低いと、銅合金板材の耐応力腐食割れ性を向上させる効果を十分に得ることができない場合がある。
　また、銅合金板材は、１質量％以下（好ましくは０．７質量％以下）のＮｉまたはＣｏをさらに含む組成を有してもよい。また、銅合金板材は、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｂ、Ｐ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ａｕ、Ａｇ、Ｐｂ、ＣｄおよびＢｅ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（好ましくは１質量％以下、さらに好ましくは０．５質量％以下）の範囲でさらに含む組成を有してもよい。
　銅合金板材の平均結晶粒径は、小さいほど曲げ加工性の向上に有利であるため、２０μｍ以下であるのが好ましく、１８μｍ以下であるのがさらに好ましく、１７μｍ以下であるのが最も好ましい。一方、銅合金板材の平均結晶粒径は、小さ過ぎると耐応力緩和特性が劣化する場合があるため、３μｍ以上であるのが好ましく、４μｍ以上であるのがさらに好ましい。
　銅合金板材の引張強さは、コネクタなどの電気電子部品を小型化および薄肉化するために、５５０ＭＰａ以上であるのが好ましく、５８０ＭＰａ以上であるのがさらに好ましい。また、銅合金板材の０．２％耐力は、５００ＭＰａ以上であるのが好ましく、５２０ＭＰａ以上であるのがさらに好ましい。
　銅合金板材の導電率は、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、８％ＩＡＣＳ以上であるのが好ましく、８．５％ＩＡＣＳ以上であるのがさらに好ましい。
　銅合金板材の耐応力緩和特性の評価として、日本電子材料工業会標準規格ＥＭＡＳ－１０１１に規定された片持ち梁ねじ式の応力緩和試験に準拠して、銅合金板材から長手方向がＬＤ（圧延方向）で幅方向がＴＤ（圧延方向および板厚方向に対して垂直な方向）の試験片（長さ６０ｍｍ×幅１０ｍｍ）を採取し、この試験片の長手方向一端側の部分を固定し、その板厚方向がたわみ変位の方向になるように長手方向他端側の部分のスパン長さ３０ｍｍの位置に０.２％耐力の８０％に相当する負荷応力を加えた状態で固定し、この試験片を１５０℃で５００時間保持した後のたわみ変位を測定し、その変位の変化率から応力緩和率（％）を算出したときに、応力緩和率が２５％以下であるのが好ましく、２３％以下であるのがさらに好ましく、２２％以下であるのが最も好ましい。
　銅合金板材の耐応力腐食割れ性の評価として、銅合金板材から切り出した試験片に０．２％耐力の８０％に当たる曲げ応力を加え、この試験片を３質量％のアンモニア水を入れたデシケ－タ内に２５℃で保持し、１時間毎に取り出した試験片について、光学顕微鏡により１００倍の倍率で割れを観察したときに、割れが観察されるまでの時間が、１００時間以上であるのが好ましく、１１０時間以上であるのがさらに好ましく、１２０時間以上であるのが最も好ましい。また、この時間が、市販の黄銅１種（Ｃ２６００－ＳＨ）の板材の時間（５時間）と比べて、２０倍以上であるのが好ましく、２２倍以上であるのがさらに好ましく、２４倍以上であるのが最も好ましい。
　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ＴＤ（圧延方向および板厚方向に対して垂直な方向）になるように切り出した曲げ加工試験片を使用して、ＬＤ（圧延方向）を曲げ軸にしてＪＩＳ　Ｈ３１３０に準拠した９０°Ｗ曲げ試験を行った場合に、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、０．７以下であるのが好ましく、０．６以下であるのがさらに好ましい。
　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６５０℃以下（好ましくは６５０℃～３００℃）の温度における圧延パスの加工率を１０％以上（好ましくは１０～３５％）として９００℃～３００℃において加工率９０％以上の熱間圧延を行う熱間圧延工程と、この熱間圧延工程の後に冷間圧延を行う中間冷間圧延工程と、この中間冷間圧延工程の後に４００～８００℃で焼鈍を行う中間焼鈍工程と、この中間焼鈍工程の後に加工率３０％以下で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４５０℃以下の温度で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、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、｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛４２０｝とすると、Ｉ｛２２０｝／Ｉ｛４２０｝≦２．０を満たす結晶配向を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、６５０℃以下（好ましくは６５０℃～３００℃）の温度における圧延パスの加工率を１０％以上（好ましくは１０～３５％、さらに好ましくは１０～２０％）として、９００℃～３００℃において加工率９０％以上の圧延を行う。なお、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。
（中間冷間圧延工程）
　この冷間圧延工程では、加工率を５０％以上にするのが好ましく、６０％以上にするのがさらに好ましく、７０％以上にするのが最も好ましい。
（中間焼鈍工程）
　この中間焼鈍工程では、４００～８００℃（好ましくは４００～７００℃）で焼鈍を行う。また、この中間焼鈍工程では、焼鈍後の平均結晶粒径が２０μｍ以下（好ましくは１８μｍ以下、さらに好ましくは１７μｍ以下）で３μｍ以上（好ましくは４μｍ以上）になるように４００～８００℃（好ましくは４００～７００℃、さらに好ましくは４５０～６５０℃）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。なお、この焼鈍による再結晶粒の粒径は、焼鈍前の冷間圧延の加工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、４００～８００℃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、４００～８００℃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。
　なお、中間冷間圧延工程と中間焼鈍工程は、この順で繰り返し行ってもよい。中間冷間圧延工程と中間焼鈍工程を繰り返す場合、最後の中間焼鈍（再結晶焼鈍）工程において、他の中間焼鈍温度以上の温度で熱処理を行うのが好ましく、最後の中間焼鈍後の平均結晶粒径が２０μｍ以下（好ましくは１８μｍ以下、さらに好ましくは１７μｍ以下）で３μｍ以上（好ましくは４μｍ以上）になるように４００～８００℃（好ましくは４００～７００℃、さらに好ましくは４５０～６５０℃）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。
（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。仕上げ冷間圧延の加工率が低過ぎると強度が低いが、仕上げ冷間圧延の加工率の増大に伴って｛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、仕上げ冷間圧延の加工率が高過ぎると、｛２２０｝方位の圧延集合組織が相対的に優勢になり過ぎて、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、加工率３０％以下で圧延する必要があり、加工率５～２９％で圧延するのがさらに好ましく、加工率１０～２８％で圧延するのが最も好ましい。このような仕上げ冷間圧延を行うことによって、Ｉ｛２２０｝／Ｉ｛４２０｝≦２．０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、０．０２～１．０ｍｍ程度にするのが好ましく、０．０５～０．５ｍｍにするのがさらに好ましく、０．０５～０．３ｍｍにするのが最も好ましい。
（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、４５０℃以下の温度で低温焼鈍を行う必要があり、好ましくは１５０～４００℃（さらに好ましくは３００～４００℃）の加熱温度（好ましくは中間焼鈍工程における焼鈍温度より低い温度）で低温焼鈍を行う。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１～１８、比較例１～５］
　２０質量％のＺｎと０．７９質量％のＳｎと１．９質量％のＳｉと０．０５質量％のＰを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例１）、２０質量％のＺｎと０．８０質量％のＳｎと１．９質量％のＳｉと０．１０質量％のＰを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例２）、２０質量％のＺｎと０．７９質量％のＳｎと１．９質量％のＳｉと０．２０質量％のＰを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例３）、２０質量％のＺｎと０．７８質量％のＳｎと１．１質量％のＳｉと０．０５質量％のＰを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例４）、２０質量％のＺｎと０．８０質量％のＳｎと１．０質量％のＳｉと０．１０質量％のＰを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例５）、２０質量％のＺｎと０．７９質量％のＳｎと１．０質量％のＳｉと０．２０質量％のＰを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例６）、２０質量％のＺｎと０．７９質量％のＳｎと０．５質量％のＳｉと０．１０質量％のＰを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例７）、２０質量％のＺｎと０．８０質量％のＳｎと０．５質量％のＳｉと０．２０質量％のＰを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例８）、２０質量％のＺｎと０．７８質量％のＳｎと１．０質量％のＳｉと０．０２質量％のＰを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例９）、３０質量％のＺｎと０．２０質量％のＳｎと１．８質量％のＳｉと０．１０質量％のＰを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例１０）、２０質量％のＺｎと２．１０質量％のＳｎと１．７質量％のＳｉと０．１０質量％のＰを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例１１）、２０質量％のＺｎと０．８０質量％のＳｎと１．７質量％のＳｉと０．１０質量％のＰを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例１２）、２０質量％のＺｎと０．８０質量％のＳｎと１．８質量％のＳｉと０．１０質量％のＰと０．５質量％のＮｉを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例１３）、１９質量％のＺｎと０．７８質量％のＳｎと１．８質量％のＳｉと０．１０質量％のＰと０．５質量％のＣｏを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例１４）、２０質量％のＺｎと０．７７質量％のＳｎと１．９質量％のＳｉと０．１０質量％のＰと０．１５質量％のＦｅと０．０７質量％のＣｒと０．０８質量％のＭｎを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例１５）、２０質量％のＺｎと０．８０質量％のＳｎと１．７質量％のＳｉと０．１０質量％のＰと０．０８質量％のＭｇと０．０８質量％のＡｌと０．１質量％のＺｒと０．１質量％のＴｉを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例１６）、２０質量％のＺｎと０．８０質量％のＳｎと１．７質量％のＳｉと０．１０質量％のＰと０．０５質量％のＢと０．０５質量％のＰｂと０．１質量％のＢｅを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例１７）、２１質量％のＺｎと０．７９質量％のＳｎと１．９質量％のＳｉと０．１０質量％のＰと０．０５質量％のＡｕと０．０８質量％のＡｇと０．０８質量％のＰｂと０．０７質量％のＣｄを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例１８）、２０質量％のＺｎと０．８０質量％のＳｎと０．２０質量％のＰを含み、残部がＣｕからなる銅合金（比較例１）、２０質量％のＺｎと０．８０質量％のＳｎを含み、残部がＣｕからなる銅合金（比較例２）、２０質量％のＺｎと０．７９質量％のＳｎと０．５質量％のＳｉを含み、残部がＣｕからなる銅合金（比較例３）、１９質量％のＺｎと０．７７質量％のＳｎと１．０質量％のＳｉを含み、残部がＣｕからなる銅合金（比較例４）、２０質量％のＺｎと０．８０質量％のＳｎと１．９質量％のＳｉと０．１０質量％のＰを含み、残部がＣｕからなる銅合金（比較例５）をそれぞれ溶解して鋳造することにより得られた鋳塊から、それぞれ１００ｍｍ×１００ｍｍ×１００ｍｍの鋳片を切り出した。なお、それぞれの銅合金中のＰ含有量の６倍とＳｉ含有量の和（６Ｐ＋Ｓｉ）は、それぞれ２．２質量％（実施例１）、２．５質量％（実施例２、１５、１８、比較例５）、３．１質量％（実施例３）、１．４質量％（実施例４）、１．６質量％（実施例５）、２．２質量％（実施例６）、１．１質量％（実施例７、９）、１．７質量％（実施例８）、２．４質量％（実施例１０、１３、１４）、２．３質量％（実施例１１、１２、１６、１７）、１．２質量％（比較例１）、０質量％（比較例２）、０．５質量％（比較例３）、１．０質量％（比較例４）であった。
　それぞれの鋳片を７５０℃で３０分間加熱した後、９００℃～３００℃の温度域で熱間圧延を行って厚さ１０ｍｍにした（加工率９０％）。この熱間圧延において、９００℃～３００℃の温度域のうち、６５０℃～３００℃の温度域では、それぞれ加工率を１５％（実施例１～１８）、５％（比較例１～５）とした。
　次に、加工率８４％で厚さ１．６０ｍｍまで冷間圧延を行った後、５００℃で１時間保持する中間焼鈍を行った。
　次に、それぞれ加工率７６％で厚さ０．３８ｍｍ（実施例１～３、１０、１３～１８）、加工率７５％で厚さ０．４０ｍｍ（実施例４～６、比較例４）、加工率７４％で厚さ０．４２ｍｍ（実施例７～９、１２、比較例３）、加工率７８％で厚さ０．３５ｍｍ（実施例１１）、加工率７２％で厚さ０．４５ｍｍ（比較例１～２）、加工率７７％で厚さ０．３７ｍｍ（比較例５）まで冷間圧延を行った後、それぞれ５００℃（実施例１～３、５～１０、１５～１８、比較例１、３～４）、５５０℃（実施例４、１１）、６００℃（実施例１２～１４）、５２５℃（比較例２）、３５０℃（比較例５）で１０分間保持する（最後の）中間焼鈍（再結晶焼鈍）を行った。
　次に、それぞれ加工率２１％で厚さ０．３０ｍｍ（実施例１～３、１０、１３～１８）、加工率２５％で厚さ０．３０ｍｍ（実施例４～６、比較例４）、加工率２７％で厚さ０．３０ｍｍ（実施例７～９、１２、比較例３）、加工率１５％で厚さ０．３０ｍｍ（実施例１１）、加工率３３％で厚さ０．３０ｍｍ（比較例１～２）、加工率１５％で厚さ０．３１ｍｍ（比較例５）まで仕上げ冷間圧延を行った後、それぞれ３５０℃（実施例１～３、７～８、１０～１８、比較例３）、３００℃（実施例４、９、比較例１～２、５）、３２５℃（実施例５～６、比較例４）で３０分間保持する低温焼鈍を行った。
　このようにして得られた実施例１～１８、比較例１～５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（０．２％耐力と引張強さ）、耐応力緩和特性、耐応力腐食割れ性、曲げ加工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５μｍ（実施例１～１０、１３～１８、比較例１～４）、６μｍ（実施例１１）、１５μｍ（実施例１２）、２μｍ（比較例５）であった。
　Ｘ線回折強度（Ｘ線回折積分強度）の測定は、Ｘ線回折装置（ＸＲＤ）（株式会社リガク製のＲＩＮＴ２０００）を用いて、Ｃｕ管球を用いて、管電圧４０ｋＶ、管電流２０ｍＡの条件で、試料の板面（圧延面）について｛２２０｝面の回折ピークの積分強度Ｉ｛２２０｝と｛４２０｝面の回折ピークの積分強度Ｉ｛４２０｝を測定することによって行った。これらの測定値を用いて、Ｘ線回折強度比Ｉ｛２２０｝／Ｉ｛４２０｝を求めたところ、それぞれ１．６（実施例１～４、６、１０～１１、１３～１４、１７）、１．７（実施例５、８、１２）、１．８（実施例７、９）、１．５（実施例１５～１６、１８）、２．６（比較例１）、２．７（比較例２）、２．５（比較例３～４）、２．４（比較例５）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１０．１％ＩＡＣＳ（実施例１）、９．６％ＩＡＣＳ（実施例２）、９．３％ＩＡＣＳ（実施例３）、１４．２％ＩＡＣＳ（実施例４）、１３．４％ＩＡＣＳ（実施例５）、１３．０％ＩＡＣＳ（実施例６）、１６．０％ＩＡＣＳ（実施例７）、１５．８％ＩＡＣＳ（実施例８）、１４．２％ＩＡＣＳ（実施例９）、１４．０％ＩＡＣＳ（実施例１０）、８．９％ＩＡＣＳ（実施例１１）、９．６％ＩＡＣＳ（実施例１２）、１０．４％ＩＡＣＳ（実施例１３）、１０．１％ＩＡＣＳ（実施例１４）、９．６％ＩＡＣＳ（実施例１５）、９．８％ＩＡＣＳ（実施例１６）、９．５％ＩＡＣＳ（実施例１７）、９．６％ＩＡＣＳ（実施例１８）、２４．１％ＩＡＣＳ（比較例１）、２５．５％ＩＡＣＳ（比較例２）、１６．０％ＩＡＣＳ（比較例３）、１３．０％ＩＡＣＳ（比較例４）、９．０％ＩＡＣＳ（比較例５）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）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の０．２％耐力と引張強さを求めた。その結果、ＬＤの０．２％耐力と引張強さは、それぞれ５２４ＭＰａと６３９ＭＰａ（実施例１）、５３１ＭＰａと６４０ＭＰａ（実施例２）、５３５ＭＰａと６４５ＭＰａ（実施例３）、５２６ＭＰａと５８５ＭＰａ（実施例４）、５３２ＭＰａと６１６ＭＰａ(実施例５)、５３０ＭＰａと６００ＭＰａ（実施例６）、５４５ＭＰａと６２０ＭＰａ（実施例７）、５４９ＭＰａと６１２ＭＰａ（実施例８）、５７６ＭＰａと６２０ＭＰａ（実施例９）、５５０ＭＰａと６５０ＭＰａ（実施例１０）、６２０ＭＰａと７１４ＭＰａ(実施例１１)、５３５ＭＰａと６１０ＭＰａ（実施例１２）、５３４ＭＰａと６３８ＭＰａ(実施例１３)、５３５ＭＰａと６４０ＭＰａ（実施例１４）、５３２ＭＰａと６４１ＭＰａ(実施例１５)、５３０ＭＰａと６３５ＭＰａ（実施例１６）、５３０ＭＰａと６３２ＭＰａ(実施例１７)、５３８ＭＰａと６４０ＭＰａ（実施例１８）、５３３ＭＰａと５８７ＭＰａ（比較例１）、５１５ＭＰａと６００ＭＰａ（比較例２）、５７０ＭＰａと６２１ＭＰａ（比較例３）、５９１ＭＰａと６４５ＭＰａ（比較例４）、５２０ＭＰａと６３９ＭＰａ（比較例５）であった。
　銅合金板材の耐応力緩和特性は、日本電子材料工業会標準規格ＥＭＡＳ－１０１１に規定された片持ち梁ねじ式の応力緩和試験により評価した。具体的には、銅合金板材から長手方向がＬＤ（圧延方向）で幅方向がＴＤ（圧延方向および板厚方向に対して垂直な方向）の試験片（長さ６０ｍｍ×幅１０ｍｍ）を採取し、この試験片の長手方向一端側の部分を片持梁ねじ式のたわみ変位負荷用試験ジグに固定し、その板厚方向がたわみ変位の方向になるように長手方向他端側の部分のスパン長さ３０ｍｍの位置に（たわみ変位負荷用ボルトにより）０.２％耐力の８０％に相当する負荷応力を加えた状態で固定し、この試験片を１５０℃で５００時間保持した後のたわみ変位を測定し、その変位の変化率から応力緩和率（％）を算出することにより評価した。その結果、応力緩和率は、それぞれ２０％（実施例１～２、５～６、１０、１４）、１９％（実施例３、１５～１６）、２１％（実施例４、７）、１８％（実施例８～９、１２、１７）、１６％（実施例１１）、１７％（実施例１３、１８）、４０％（比較例１、５）、４５％（比較例２）であった。
　銅合金板材の耐応力腐食割れ性は、銅合金板材から採取した幅１０ｍｍの試験片を、そ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状に曲げた状態で、３質量％のアンモニア水を入れたデシケ－タ内に２５℃で保持し、１時間毎に取り出した幅１０ｍｍの試験片について、光学顕微鏡により１００倍の倍率で割れを観察することによって評価した。その結果、それぞれ１６０時間（実施例１）、１９９時間（実施例２）、３２４時間（実施例３）、１３５時間（実施例４）、１６５時間（実施例５）、２５０時間（実施例６）、１２４時間（実施例７）、１５０時間（実施例８）、１３５時間（実施例９）、１８５時間（実施例１０）、２０１時間（実施例１１）、１８９時間（実施例１２）、１９０時間（実施例１３）、２００時間（実施例１４）、１９０時間（実施例１５）、２０５時間（実施例１６）、１９２時間（実施例１７）、１９９時間（実施例１８）、４０時間（比較例１）、３０時間（比較例２）、９２時間（比較例３）、９５時間（比較例４）、１８０時間（比較例５）後に割れが観察され、市販の黄銅１種（Ｃ２６００－ＳＨ）の板材の時間（５時間）と比べて、割れが観察されるまでの時間は、それぞれ３２倍（実施例１）、４０倍（実施例２）、６５倍（実施例３）、２７倍（実施例４）、３３倍（実施例５）、５０倍（実施例６）、２５倍（実施例７）、３０倍（実施例８）、２７倍（実施例９）、３７倍（実施例１０）、４０倍（実施例１１）、３８倍（実施例１２）、３８倍（実施例１３）、４０倍（実施例１４）、３８倍（実施例１５）、４１倍（実施例１６）、３８倍（実施例１７）、４０倍（実施例１８）、８倍（比較例１）、６倍（比較例２）、１８倍（比較例３）、１９倍（比較例４）、３５倍（比較例５）であった。
　銅合金板材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ＴＤ（圧延方向および板厚方向に対して垂直な方向）になるように曲げ加工試験片（幅１０ｍｍ）を切り出し、ＬＤ（圧延方向）を曲げ軸（ＢａｄＷａｙ曲げ（Ｂ．Ｗ．曲げ））にしてＪＩＳ Ｈ３１３０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、それぞれのＲ／ｔ値を求めた。その結果、Ｒ／ｔは、それぞれ０．３以下（実施例１、９）、０．６（実施例２～３、５～６、８、１１～１２、１４、１８、比較例５）、０．３（実施例４、７、１０、１３、１５～１７）、１．０（比較例１～２）、０．８（比較例３～４）であった。
　これらの実施例および比較例の銅合金板材の製造条件および特性を表１～表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表１～表４から、実施例１～１８の銅合金板材のように、１７～３２質量％のＺｎと０．１～４．５質量％のＳｎと０．５～２．０質量％のＳｉと０．０１～０．３質量％のＰ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、Ｐの含有量の６倍とＳｉの含有量との和が１質量％以上であり、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、｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛４２０｝とすると、Ｉ｛２２０｝／Ｉ｛４２０｝≦２．０を満たす結晶配向を有すると、高強度を維持しながら、曲げ加工性に優れ、且つ耐応力腐食割れ性および耐応力緩和特性に優れた銅合金板材であることがわかる。
　また、比較例１および２の銅合金板材のように、Ｓｉを含まず、６５０℃以下の温度における熱間圧延の圧延パスの加工率を１０％より低くして、Ｉ｛２２０｝／Ｉ｛４２０｝＞２．０になると、耐応力腐食割れ性、耐応力緩和特性および曲げ加工性が悪くなることがわかる。
　また、比較例３および４の銅合金板材のように、Ｐを含まず、６５０℃以下の温度における熱間圧延の圧延パスの加工率を１０％より低くして、Ｉ｛２２０｝／Ｉ｛４２０｝＞２．０になると、耐応力腐食割れ性および曲げ加工性が悪くなることがわかる。
　さらに、比較例５の銅合金板材のように、６５０℃以下の温度における熱間圧延の圧延パスの加工率を１０％より低くして、Ｉ｛２２０｝／Ｉ｛４２０｝＞２．０になり、最後の中間焼鈍の温度を４００℃より低くして、平均結晶粒径が２μｍになると、耐応力緩和特性が悪くなることがわかる。

Claims (14)

  1. １７～３２質量％のＺｎと０．１～４．５質量％のＳｎと０．５～２．０質量％のＳｉと０．０１～０．３質量％のＰ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、Ｐの含有量の６倍とＳｉの含有量との和が１質量％以上であり、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、｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛４２０｝とすると、Ｉ｛２２０｝／Ｉ｛４２０｝≦２．０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. 前記銅合金板材が、１質量％以下のＮｉまたはＣｏをさらに含む組成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. 前記銅合金板材が、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｂ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ａｕ、Ａｇ、Ｐｂ、ＣｄおよびＢｅ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に記載の銅合金板材。
  4. 前記銅合金板材の平均結晶粒径が３～２０μｍであることを特徴とする、請求項１に記載の銅合金板材。
  5. 前記銅合金板材の引張強さが５５０ＭＰａ以上であることを特徴とする、請求項１に記載の銅合金板材。
  6. 前記銅合金板材の０．２％耐力が５００ＭＰａ以上であることを特徴とする、請求項１に記載の銅合金板材。
  7. 前記銅合金板材の導電率が８％ＩＡＣＳ以上であることを特徴とする、請求項１に記載の銅合金板材。
  8. １７～３２質量％のＺｎと０．１～４．５質量％のＳｎと０．５～２．０質量％のＳｉと０．０１～０．３質量％のＰを含み、残部がＣｕおよび不可避不純物であり且つＰの含有量の６倍とＳｉの含有量との和が１質量％以上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、６５０℃以下の温度における圧延パスの加工率を１０％以上として９００℃～３００℃において加工率９０％以上の熱間圧延を行い、次いで、中間冷間圧延を行った後に４００～８００℃で中間焼鈍を行い、次いで、加工率３０％以下で仕上げ冷間圧延を行った後に４５０℃以下の温度で低温焼鈍を行うことにより、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。
  9. 前記熱間圧延において６５０℃以下の温度における圧延パスの加工率を３５％以下とすることを特徴とする、請求項８に記載の銅合金板材の製造方法。
  10. 前記中間焼鈍において、焼鈍後の平均結晶粒径が３～２０μｍになるように４００～８００℃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８に記載の銅合金板材の製造方法。
  11. 前記銅合金板材が、１質量％以下のＮｉまたはＣｏをさらに含む組成を有することを特徴とする、請求項８に記載の銅合金板材の製造方法。
  12. 前記銅合金板材が、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｂ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ａｕ、Ａｇ、Ｐｂ、ＣｄおよびＢｅ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８に記載の銅合金板材の製造方法。
  13. 前記中間冷間圧延と前記中間焼鈍を交互に複数回繰り返すことを特徴とする、請求項８に記載の銅合金板材の製造方法。
  14. 請求項１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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